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AUTARQUIA ASSOCIADA À UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO
INFLUÊNCIA DO TEOR DE CROMO E DE TRATAMENTOS
TÉRMICOS NA MICROESTRUTURA E NO COMPORTAMENTO
MECÂNICO DE LIGAS INTERMETALICAS ORDENADAS
À BASE DE FeaAi
ANTONIO AUGUSTO COUTO
Tese apresentada como parte dos requisitos para obtenção do Grau de Doutor em Ciências na Área de Tecnologia Nuclear - Reatores.
Orientador:
Dr. Paulo Iris Ferreira
São Paulo
1998
I N S T I T U T O D E P E S Q U I S A S E N E R G É T I C A S E N U C L E A R E S
A U T A R Q U I A ASSOCIADA À UNIVERSIDADE DE SÃO P A U L O
>
INFLUENCIA DO TEOR DE CROMO E DE
TRATAMENTOS TÉRMICOS NA MICROESTRUTURA E
NO COMPORTAMENTO MECÂNICO DE LIGAS
INTERMETALICAS ORDENADAS À BASE DE FcsAl
ANTONIO AUGUSTO COUTO
Tese apresentada como parte dos Requisitos para obtenção do Grau de Doutor em Ciências na Área de Reatores Nucleares de Potência e Tecnologia do Combustível Nuclear
Orientador:
Dr. Paulo íris Ferreira
SÃO PAULO - 1998 -
'iOMiSSÄC r.lLmiV DE ENERCiíA N U C u E A R / S P !PEi
Agradecimentos
Ao Dr. Paulo Iris Ferreira pela eficiência na orientação deste trabalho.
À Superintendência e à Diretoria de Materiais do Instituto de Pesquisas Energéticas
e Nucleares pela oportunidade e facilidades de pesquisa.
Ao Chefe do Departamento de Caracterização de Materiais, Dr. Nelson Batista de
Lima pelo apoio irrestrito, pelas proveitosas discussões e principalmente pela amizade.
Ao Instituto Tecnológico Mackenzie pelas fusões das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-
(0-4,5)Cr (%at.).
Ao Instituto de Pesquisas Tecnológicas, na pessoa do Dr. Marcelo Gonçalves,
pelas laminações das ligas e pelo exemplo como pesquisador.
A todos os colegas do IPEN-CNEN/SP que contribuíram para a realização deste
trabalho, ou simplesmente se mostravam interessados no seu andamento. Em especial sou
grato pela ajuda, muitas vezes descontraída, mas sempre muito profissional dos amigos:
Jean C. C. de Paola: Co-participação no Estudo das Ligas Fe-24Al-(0-6)Cr (%at.)
Mariano Castagnet: Ensaios Mecânicos
Marilene M. Serna: Difração de Raios-x e Informática
Nildemar A. M. Ferreira: Microscopía Eletrônica de Transmissão
Celso Vieira de Morais: Microscopía Eletrônica de Varredura
Glauson A. F. Machado e Dileusa A. S. Galissi: Metalografía
Vera Lúcia R. Salvador: Análise Química
Elsa Papp Pereira da Silva: Apoio Geral
Aos amigos Nelson e Liana por me aturarem tanto tempo ao lado deles.
À Lija, ao Élio e à Flávia pela disposição em nos ajudar sempre que foi necessário.
À Andréa e ao Gabriel pelo amor, apoio e compreensão em todos os momentos
deste trabalho. Sem eles o trabalho não seria possível.
I N F L U Ê N C I A D O T E O R DE C R O M O E D E T R A T A M E N T O S T É R M I C O S N A
M I C R O E S T R U T U R A E N O C O M P O R T A M E N T O M E C Â N I C O D E L I G A S
I N T E R M E T A L I C A S O R D E N A D A S À B A S E D E FejAl
A N T O N I O A U G U S T O C O U T O
R E S U M O
A influência da adição de cromo e de tratamentos térmicos a 800 °C / 1 h (condição TTl) e a 800 °C / 1 h + 500 °C / 9 d (condição TT2) na microestrutura e nas propriedades mecânicas em tração, foi investigada em ligas à base de Fe^Al hipoestequiométricas [Fe-24Al-(0-6)Cr (%at.)] e hiperestequiométricas [Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.)], inicialmente laminadas a quente. O tratamento térmico TTl nas ligas [Fe-24Al-(0-6)Cr (%at.)] resultou numa microestrutura constituída das fases desordenada a e ordenada do tipo 82, enquanto que a microestrutura na condição TT2 é caracterizada pela presença das fases a e ordenada do tipo DO3. Os melhores resultados de ductilidade a temperatura ambiente obtidos nas ligas [Fe-24Al-(0-6)Cr (%at.)] são devidos à presença das fases a e B2. As ligas [Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.)] apresentaram microestruturas constituídas pelas fases B2 e DO3 na condição TTl e predominantemente DO3 na condição TT2. As ligas [Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.)] apresentaram uma baixa ductilidade a temperatura ambiente, em todas as condições investigadas, quando comparadas com as ligas [Fe-24Al-(0-6)Cr (%at.)], devido ao histórico de processamento e ao teor de carbono mais elevado nas ligas com 30 %at. de alumínio. A presença predominante da fase ordenada DO3 nas ligas [Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.)], resultante do tratamento térmico TT2, é responsável pela redução no limite de escoamento destas ligas em comparação com os resultados obtidos no tratamento térmico TTl . Nas ligas [Fe-24Al-(0-6)Cr (%at.)], o tratamento térmico TT2 causa um aumento nos valores de limite de escoamento quando comparado com as ligas na condição TTl , resultante da presença das fases a + DO3. A diminuição do limite de escoamento na temperatura ambiente com o aumento do teor de cromo, observada em todas as ligas estudadas, independentemente da condição de tratamento térmico, é, provavelmente, devido ao favorecimento do escorregamento cruzado pela dissociação das superdiscordancias. O limite de escoamento das ligas [Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.)], quando submetidas a ensaios de tração em temperaturas na faixa compreendida entre a temperatura ambiente e 800 °C, apresenta um comportamento anômalo (valor de pico) em temperaturas intermediárias (próximo da temperatura de transição D03->B2). A redução na temperatura do pico anômalo, associada a teores mais elevados de cromo nas ligas [Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.)] é um argumento favorável ao modelo proposto para este fenômeno, fundamentado na dissociação das superdiscordancias e o subsequente bloqueio da escalagem destas discordâncias dissociadas, em temperaturas inferiores à temperatura de pico. A mudança no micromecanismo de fratura das ligas [Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.)] de clivagem, nos corpos de prova ensaiados a temperatura ambiente, para coalescimento de microcavidades em temperaturas elevadas (> 700 °C), acompanhada por um aumento pronunciado na ductilidade das ligas, pode ser associado à ocorrência de recristalização dinâmica. A energia de ativação aparente, Q, e o expoente de sensibilidade à taxa de deformação, m, determinados para o processo de deformação plástica até o limite de resistência, das ligas [Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.)], em temperaturas e taxas de deformação pertencentes aos intervalos 600-800 °C e 2,2xl0''-8,8xl0'^s'', respectivamente, foram Q=(306±25) kJ.mol"' e m=(0,20±0,01), indicando que o processo de deformação é controlado pela escalagem de discordâncias.
I N F L U E N C E OF C H R O M I U M C O N T E N T A N D H E A T T R E A T M E N T S O N
M I C R O S T R U C T U R E A N D M E C H A N I C A L B E H A V I O U R OF FejAl B A S E D
O R D E R E D I N T E R M E T A L L I C A L L O Y S
A N T O N I O A U G U S T O C O U T O
A B S T R A C T
The effect of chromium additions and two heat treatments, TTl (800 °C / 1 h) and TT2 (800 °C / 1 h + 500 °C / 9 d), on the microstructure and on the mechanical properties obtained in tension tests, was investigated for inidally hot worked Fe-24Al-(0-6)Cr (at.%) and Fe-30Al-0.15Zr-0.2B-(0-4.5)Cr (at.%) alloys. The microstructure of Fe-24Al-(0-6)Cr (at.%) alloys is characterized by the presence of the a disordered and B2 ordered phases, and a and ordered DO3, for the heat treatment conditions TTl and TT2, respectively. The best room temperature ductility results in Fe-24Al-(0-6)Cr (at.%) alloys are associated with the (a + B2) microstructure. Fe-30Al-0.15Zr-0.2B-(0-4.5)Cr (at.%) alloys presented microstructure containing (B2 + DO3) and DO3 phases, for the conditions TTl and TT2, respectively. The Fe-30Al-0.15Zr-0.2B-(0-4.5)Cr (at.%) alloys presented lower ductility when compared to Fe-24Al-(0-6)Cr (at.%) alloys, associated with differences in processing and amount of carbon. The presence of the ordered phase in the Fe-30Al-0.15Zr-0.2B-(0-4.5)Cr (at.%) alloys, resulting from heat treatment TT2, is responsible for the reduction in the yield strength of these alloys when compared with the resuhs obtained after heat treatment TTl . The higher yield strength values obtained for Fe-24Al-(0-6)Cr (at.%) alloys after heat treatment TTl , is mainly due to the presence of a + DO3 phases. The decrease in room temperature yield strength with the increase in the amount of chromium observed for all alloys investigated, independently of heat treatment condition, is probably due to the enhancement of cross slip resulting from superdislocations dissociation. The yield strength of Fe-30Al-0.15Zr-0.2B-(0-4.5)Cr (at.%) alloys, when tensile tested in temperatures in the range R. T. - 800 °C, presents an anomalous peak in temperatures near the D03->B2 transition. The reduction in the anomalous peak temperature with the increase in chromium content in the alloys seems to favour the explanation proposed for this phenomenon, based in superdislocation dissociation and climb-lock in temperatures below the peak temperature. The change in fracture micromechanism of Fe-30A1-0.15Zr-0.2B-(0-4.5)Cr (at.%) alloys, from cleavage at room temperature to microvoids coalescence in temperatures above 700 °C, resulting in a pronounced increase in ductility, can be associated with the occurrence of dynamic recrystallization. The apparent activation energy, Q, and strain rate sensitivity, m, determined for the plastic deformation process up to the uUimate tensile strength of Fe-30Al-0.15Zr-0.2B-(0-4.5)Cr (at.%) alloys for temperatures and strain rates in the ranges 600-800 °C and 2.2xl0"'-8.8xl0'^s"', respectively, were Q=(306±25) kJ.mol"' and m=(0.20±0.01), indicating that the process is controlled by dislocation climb.
S U M A R I O
Página
1 I N T R O D U Ç Ã O 1
1.1 Compostos Intermetálicos 1
1.2 Aplicações em Temperaturas Elevadas 2
1.3 Fatores que Afetam a Ductil idade 3
1.4 Aluminetos de Ferro 4
P R O P O S T A DA T E S E 6
2 R E V I S Ã O B I B L I O G R Á F I C A 8
2.1 Diagramas de Fase de Ligas Fes Al 8
2.2 Ordenação nas Ligas FesAl 10
2.3 Contornos de Fase e Superdiscordancias nas Ligas FeaAl 12
2.4 Propriedades de Ligas Binarias FeaAl 15
2.4.1 Resistência à Oxidação e à Corrosão 15
2.4.2 Propriedades Mecânicas - Fratura 16
2.5 Ligas Ternarias e Mult icomponentes à Base de FeaAl 21
2.5.1 Propriedades Mecânicas - Fratura 21
2.5.2 Resistência à Oxidação e à Corrosão 23
2.6 Efeito do Meio Ambiente na Ductilidade das Ligas FejAl 24
3 P R O C E D I M E N T O E X P E R I M E N T A L 26
3.1 Elaboração das Ligas 26
3.1.1 Ligas Fe-24 %at. Al 26
3.1.2 Ligas Fe-30 %at. Al 27
3.2 Ensaios Mecânicos 28
3.2.1 Ligas Fe-24 %at. Al 28
3.2.2 Ligas Fe-30 %at. Al 29
3.3 Caracterização Microestrutural 31
3.3.1 Análise das Fases (Ordenação) das Ligas FesAl por Difratometria de 32
Raios-x
3.3.2 Análise da Textura Cristalográfica das Ligas FesAl por Difratometria 38
de Raios-X
3.3.3 Observações dos Contornos Antifase em Ligas FejAl por Microscopia 40
Eletrônica de Transmissão
4. R E S U L T A D O S 47
4.1 Ligas Fe-24Al-(0-6)Cr (%at.) 47
4.1.1 Ensaios Mecânicos 47
4.1.2 Caracterização Microestrutural 50
4.2 Ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.) 64
4.2.1 Tratamentos Térmicos até 1000 °C por 1 hora 64
4.2.2 Tratamentos Térmicos nas Condições T T l (800 °C / 1 h) e TT2 (800 78
°C / 1 h + 500 °C / 9 d)
4.2.3 Ensaios Mecânicos a Quente 81
4.2.4 Ensaios Mecânicos a Quente - Taxas de Deformação Variáveis 84
5 D I S C U S S Ã O 94
5.1 Influência dos Tratamentos Térmicos e do Teor de Cromo na 94
Recuperação e na Recristalização
5.2 Influência dos Tratamentos Térmicos e do Teor de Cromo na 96
Ordenação
5.3 Influência dos Tratamentos Térmicos e do Teor de Cromo na 100
Ducti l idade à Temperatura Ambiente
5.4 Influência dos Tratamentos Térmicos e do Teor de Cromo no Limite de 103
Escoamento à Temperatura Ambiente
5.5 Comportamento Mecânico em Temperaturas Elevadas 108
6 C O N C L U S Õ E S 114
R E F E R Ê N C I A S BIBLIOGRÁFICAS 116
1 I N T R O D U Ç Ã O
1.1 Compostos e Ligas Intermetálieas
O termo "compostos intermetálicos" geralmente designa ligas fortemente ordenadas
com composições e fórmulas específicas (compostos de linha). Já o termo "ligas
intermetálieas" comumente refere-se a ligas que formam estruturas cristalinas ordenadas a
longo alcance em temperaturas relativamente baixas (T^ < 700 °C) e desordenadas em
temperaturas maiores. Compostos e ligas intermetálieas têm sido objeto de uma quantidade
crescente de pesquisa nos últimos anos. Estes materiais, particularmente os silicetos e
aluminetos, têm propriedades potencialmente muito úteis, e vários intermetálicos estão
sendo agora produzidos comercialmente ou estão no limite da produção comercial.
As propriedades e as estruturas de ligas intermetálieas ordenadas foram estudadas
extensivamente nos anos 50 e 60, e como resultado destes esforços muitas propriedades
atraentes foram identificadas e caracterizadas [1,2]. Em geral, a resistência mecânica de
intermetálicos ordenados não degrada rapidamente com o aumento da temperatura. E m
mui tos casos, a restrita mobilidade atômica geralmente conduz a u m processo de difiisão
mais lento e a u m a melhor resistência à fluência [3,6]. Intermetálicos ordenados tais como
aluminetos e silicetos são usualmente resistentes à oxidação e à corrosão devido à sua
habilidade em formar filmes superficiais de óxidos que protegem o metal base de ataque
excessivo [7].
O interesse em intermetálicos ordenados diminuiu no final dos anos 60 devido aos
severos problemas de fragilização [1,2,8-10]. Muitos intermetálicos são tão frágeis que
simplesmente não podem ser fabricados. Quando fabricados, sua baixa tenacidade à fratura
severamente limita seu emprego em aplicações estruturais. Em função disto, no passado,
compostos intermetálicos ordenados eram Ireqüentemente considerados como fases a
serem evitadas, visto que seriam prejudiciais às propriedades mecânicas das ligas.
Contudo, os compostos intermetálicos encontraram utilização prática por um longo tempo,
como partículas endurecedoras, tais como AljCu em ligas de alumínio e NÍ3AI em
superligas de níquel. Isto não quer dizer que não existiam outros usos potenciais.
Similarmente, alguns compostos intermetálicos têm sido desenvolvidos devido a outras
propriedades, como por exemplo: NiTi por seu efeito de memória de forma; PdIn por causa
da sua cor dourada, com uso potencial para substituir o ouro na odontologia; Fe3(Al,Si)
como base de liga magnética; e AujAl para utilização em relógios de pulso por sua cor
púrpura.
Muitas das recentes pesquisas em intermetálicos são dirigidas pela necessidade de
materiais que sejam mais resistentes à fluência, menor densidade, maior resistência
mecânica específica, tendo melhor resistência à oxidação e à corrosão. O sucesso nos
esforços de pesquisa em intermetálicos ordenados tem encorajado seu desenvolvimento
como uma nova classe de materiais, relacionada principalmente com aplicações estruturais
em temperaturas elevadas.
1.2 Apl icações era T e m p e r a t u r a s E levadas
Intermetálicos baseados em aluminetos e silicetos apresentam muitas propriedades
atraentes para aplicações em temperaturas elevadas, incluindo resistência à oxidação e à
corrosão superiores, boa resistência mecânica em temperaturas elevadas e relativamente
baixa densidade. N a tabela 1.1 [11] são listados os compostos intermetálicos de interesse
atual, com sua estrutura cristalina, temperatura de fusão e modo de fratura. Nesta tabela é
utilizada a notação Strukturbereicht. Como referência, LI2 representa a fase ordenada a
partir da estrutura cúbica de faces centradas (cfc); B2 e DO3 são estruturas ordenadas a
partir da estrutura cúbica de corpo centrado (ccc); C15 é uma estrutura cúbica complexa;
DO22, DO23, L i o s Ciib são ordenados a partir da estrutura tetragonal; e DSg e DO,9 são
estruturas ordenadas a partir da estrutura hexagonal.
:0?/iIS5¿0 WACíCÑíL DE ENERGIA MUCLEAR /SP ÍPES
Muitos intermetálicos ordenados, incluindo os listados na tabela l .I , têm a
característica de apresentarem fratura frágil e ductilidade pobre em temperaturas baixas.
Contudo, o entendimento da fratura frágil em ligas ordenadas está progredindo
rapidamente, e significativos avanços têm sido feitos na obtenção de ligas intermetálieas
dúcteis. De fato, o recente ressurgimento no interesse nos intermetálicos ordenados deve-se
muito ao progresso feito a partir do final dos anos 70, na elaboração de compostos
intermetálicos dúcteis.
Tabela 1.1: Compostos intermetálicos ordenados de interesse atual [11].
Liga Estrutura Cristalina Temperatura de
Fusão (°C)
Densidade (mg/m^) Modo de Fratura
NÍ3AI LI2 1400 7,50 CG
NÍ3SÍ LI2 1140 7,30 CG
AI3TÍ DO22 1350 3,20 Clivagem
AljZr DO23 1580 3,70 Clivagem
AljNb DO22 1605 4,54 Clivagem
FcjAl DO3 1540 6,72 Clivagem
FeAl B2 1300 5,56 C G e Clivagem
NiAl B2 1640 5,86 C G e Clivagem
TÍ3AI DO,, 1600 4,20 Clivagem
TiAl Lio 1460 3,91 Clivagem
Cr2Nb C15 1770 7,60 Clivagem
M0SÍ2 Ciib 2020 6,24 Clivagem e C G
TÍ5SÍ3 2130 4,32 Clivagem
C G - Contorno de Grão (Fratura Intergranular)
L 3 Fatores que Afetam a Ductil idade
De u m modo geral, não existe uma causa única para a fragilidade em baixas
temperaturas, mas sim, muitas causas potenciais. As causas da fragilidade podem ser
divididas em duas categorias: fatores extrínsecos e intrínsecos [11]. Tradicionalmente, a
fragilidade tem sido atribuída a fatores intrínsecos, tais como força de ligação entre planos
atômicos fraca, número de sistemas de deslizamento insuficiente ou ligação fraca entre
á tomos nos contomos de grãos. Embora estes fatores sejam importantes, e em muitos casos
até dominantes na limitação da ductilidade, trabalhos mais recentes têm mostrado que
fatores extrínsecos são a maior causa da baixa ductilidade de alguns intermetálicos, e que
de fato, estes materiais são intrínsecamente dúcteis.
Algumas causas extrínsecas de fragilidade não t inham sido mencionadas até
recentemente. É importante reconhecer influências na ductilidade que não são intrínsecas
ao material. Como exemplos de fatores extrínsecos pode-se citar: efeitos do ambiente,
presença de impurezas, acabamento superficial, segregação de intersticiais nos contomos
de grão, dentre outros. U m a vez eliminados os fatores extrínsecos como causas da
fragilidade (pelo teste sob vácuo, resfriamento lento, corpos de prova usinados
cuidadosamente e livres de óxidos), um substancial número de causas intrínsecas de
fragilização ainda permanecem. Algumas destas causas são: u m número limitado de
sistemas de fácil escorregamento; uma dificuldade na criação e deslizamento de
discordâncias; o escorregamento cruzado restrito; uma alta sensibilidade à taxa de
deformação; uma dificuldade de escorregamento através dos contomos de grãos; u m a
ligação entre grãos fraca; u m a baixa resistência à clivagem, entre outras.
Algumas destas causas são associadas com cristais em que a célula vmitária é grande
e de baixa simetria. Também, algumas destas causas listadas acima estão claramente
interrelacionadas. A fragilidade do material será determinada pelo pior fenômeno
fragilizante. Se a solução deste problema é encontrada, pode existir um próximo fenômeno
fi-agilizante que provavelmente tem um caráter diferente. U m outro ponto a ser considerado
é que a baixa ductilidade nem sempre será o único problema a ser resolvido, e que a
resolução deste problema pode muitas vezes gerar um problema diferente.
1.4 Aluminetos de Ferro à Base de FcjAl
Aluminetos de ferro têm se constituído em materiais de interesse desde os anos 30,
quando sua excelente resistência à oxidação foi notada pela primeira vez [12,13]. Dentre as
várias ligas intermetálieas ordenadas do sistema Fe-Al, as ligas Fe^Al (18,5 a 35 %at.Al)
têm sido mais recentemente investigadas. Estas ligas possuem baixo custo de matéria-
prima, permitem a conservação de elementos estratégicos e apresentam menor densidade
do que os aços inoxidáveis (com potencialmente uma melhor razão resistência mecânica-
peso). Contudo, a limitada ductilidade a temperatura ambiente e a queda acentuada na
resistência mecânica acima de 600 °C têm sido os maiores obstáculos para a sua aceitação.
Mais recentemente, estudos têm demonstrado que um adequado alongamento (10-15 %)
pode ser alcançada nas ligas à base de FcjAl através do controle da composição e da
microestrutura [14-17]. Estas propriedades têm tomado as ligas do sistema ferro-alumínio
candidatas a aplicações estmturais em temperaturas elevadas, e o seu estudo é muito
importante, tanto do ponto de vista tecnológico como fundamental.
Desde os anos 30, esforços têm sido feitos para entender e adequar as características
microestmturais de aluminetos de ferro, com o objetivo de produzir materiais dúcteis que
apresentem resistência mecânica e à corrosão para aplicações estmturais. Todos os estudos
têm resultado em contribuições para o entendimento da fabricação e das propriedades
destes aluminetos de ferro, j á possibilitando, em alguns casos, a sua utilização comercial .
A transferência de tecnologia de aluminetos de ferro (ligas à base de FcjAl) para a
indústria está defasada em relação ao NijAl por aproximadamente três anos. Contudo, as
atraentes propriedades mecânicas e físicas do FcjAl sugerem que atividades de
transferência de tecnologia nesta área devam crescer acentuadamente nos próximos anos.
Dentre as aplicações potenciais consideradas estão: sistemas de exaustão automobilísticos e
elementos de aquecimento resistivo (ambos próximos da comercialização); equipamentos
de planta de energia tais como partes de turbinas a vapor e tubos superaquecedores; fíltros
de gás quente em plantas de gaseificação de carvão; equipamentos de processamento
químico, incluindo retortas para produção de CS2 e recipientes para NH4OH, NaOH, ácido
cítrico e ácido acético; partes de fomos; e componentes de refinarias expostos a atmosferas
altamente sulfurosas.
6
P R O P O S T A D A T E S E
Muitos estudos têm sido conduzidos visando o desenvolvimento de ligas
intermetálieas, particularmente à base de Ve^Al, os quais objetivam principalmente
aplicações tecnológicas. As ligas intermetálieas à base de FcjAl, pelas propriedades que
apresentam, são naturalmente candidatas a aplicações estruturais em ambientes agressivos
(temperaturas elevadas e atmosferas oxidantes / sulfetantes). Os grandes obstáculos para a
utilização das ligas FcjAl em aplicações estruturais em temperaturas elevadas são a baixa
ductilidade à temperatura ambiente e a queda acentuada na resistência mecânica acima de
600 °C. As principais alternativas para a melhoria destas propriedades, investigadas na
literatura, têm sido a adição de elementos de liga e processamento termo-mecânico
adequado.
A grande maioria dos estudos encontrados na literatura sobre estes materiais é
voltada para ligas intermetálieas FcjAl com teores de alumínio entre 24 e 30 %at, com
ênfase nas ligas com 28 %at. Al. Este fato é devido à liga com 28 %at. Al apresentar a
melhor combinação de valores de limite de escoamento e de alongamento obtidos em
ensaios de tração a temperatura ambiente em relação às outras composições na faixa
indicada acima (24-30 %at.) . N a busca de melhoria das propriedades mecânicas da liga Fe-
28 %at. Al, vários estudos foram feitos com diversas adições de elementos de liga e
processamento termomecânico variado. Dentre os elementos de liga comumente
adicionados nesta liga, podemos destacar o cromo, por melhorar a temperatura ambiente; e
o molibdênio, o titânio, o boro o zircônio e o cério, por melhorarem a resistência mecânica
tanto a temperatura ambiente como em temperaturas elevadas. Os estudos com maior
intensidade feitos nas ligas Fe-28 %at. Al, inicialmente voltada para a melhoria das
propriedades mecânicas, permitiram uma melhor compreensão do que ocorre nestas ligas
com relação também à sua microestrutura.
Diante deste quadro, neste estudo pretende-se investigar ligas intermetálieas à base
de Fe-24 %at. Al e de Fe-30 %at. Al, com diferentes adições de elementos de liga
(principalmente o cromo) e processamentos variados (fusão, laminação a quente e
tratamentos térmicos). A escolha de ligas com 24 e 30 %at. Al é devida, a lém da tentativa
de obtenção de propriedades mecânicas adequadas a aplicações estruturais em temperaturas
elevadas, à existência de muitos pontos ainda não satisfatoriamente estudados com relação
à microestrutura destas ligas e eventualmente sua comparação com o que ocorre com as
ligas com 28 %at. Al .
As propriedades mecânicas obtidas nas ligas Fe-24 %at. Al e Fe-30 %at. Al
laminadas a quente e tratadas termicamente serão analisadas buscando correlações com a
microestrutura. As influências do cromo e de tratamento térmicos na microestrutura de
grãos e na presença de fases ordenadas serão também investigados neste trabalho.
Pretende-se com isto dar uma contribuição ao entedimento de alguns pontos em aberto para
estas composições em particular, tais como: o efeito dos tratamentos térmicos na
recristalização, na ordenação e nas propriedades mecânicas destas ligas; a influência da
ordenação B2 e DO3 nas propriedades mecânicas destas ligas; a influência do cromo na
ordenação; o efeito do cromo na ductilidade e na resistência mecânica destas ligas; o efeito
do cromo nas propriedades mecânicas em temperaturas elevadas das ligas à base de Fe-30
%at. Al; e a possibilidade de sugerir algum mecanismo de deformação destas ligas a
temperatura ambiente e em temperaturas elevadas.
2 R E V I S Ã O BIBLIOGRÁFICA
2.1 Diagrama de Fases do Sistema Fe-Al
O diagrama binario de fases em equilibrio, do sistema Fe-Al é mostrado na figura
2.1 [18]. As fases de maior interesse deste sistema são: a , FeAl e FcjAl. Devido á
dificuldade no entendimento do diagrama em composições próximas à estequiométrica
Fe3Al, muitos estudos foram feitos buscando estabelecer o diagrama de fases nesta região
[19-46]. As primeiras propostas com relação à determinação do diagrama de fases de ligas
Fe-Al em composições próximas à estequiométrica FcjAl foram feitas por Hansen e
Anderko [19]. Pesquisas posteriores, executadas por Taylor e Jones [20], e McQueen e
Kuczynski [21], utilizando medidas de parâmetro de rede e dilatometria, conduziram a u m
diagrama de fases mais complexo. O estudo seguinte, por Lawley e Cahn [22], envolveu o
método de difração de raios-x de pós em temperaturas elevadas. Deste modo, o grau de
ordem a longo alcance poderia ser medido como uma ftmção da temperatura com
diferentes taxas de resfriamento. Alguns estudos cuidadosos, feitos anos mais tarde, são
fi-eqüentemente citados na literatura [23-38]. O entendimento do que ocorre na região do
diagrama ao redor do Fe3Al toma-se mais complicado à medida que os estudos
experimentais tomam-se mais sofisticados. Contudo, de um modo geral, somente detalhes
dos limites das fases têm mudado nos trabalhos mais recentes.
E m decorrência destes trabalhos, o diagrama de fases em composições próximas à
estequiométrica Fe3Al, aceito hoje em dia, é mostrado na figura 2.2. Esta figura mostra
duas versões correntemente adotadas para a região rica em ferro, sugeridas por Okamoto e
Beck [34], e por Oki, Hasaka, e Eguchi [37]. As duas versões do diagrama de fases da
figura 2.2, segundo Allen e Cahn [40,41], estão de acordo com respeito à forma dos vários
campos de fase, mas em discordância em relação à localização dos contomos do diagrama.
Allen e Cahn concluíram, de considerações termodinâmicas e experimentos críticos, que
ambas as versões da figura 2.2 são corretas. Segundo estes autores, o diagrama sugerido
por Oki, Hasaka, e Eguchi é metaestável, enquanto que a versão de Okamoto e Beck é o
diagrama de equilibrio verdadeiro. Esta aparente discrepancia, de acordo com Allen e
Cahn, apareceu da geração inicial de grandes deformações nas interfaces entre a fase a ,
FeAl e Fe^Al, que acabavam por confundir os contomos do intervalo de miscibilidade.
U m a vez relaxadas as tensões, via longos recozimentos de equilibrio, as duas regiões de
fase se expandem para os contomos encontrados por Okamoto e Beck.
O desenvolvimento mais recente sobre este diagrama de fases é u m estudo muito
detalhado feito por Inden e Pepperhoff [44] na Alemanha, onde os autores avaliaram
criticamente o conhecimento previamente acumulado sobre o diagrama de fases e também
usaram u m método teórico de aproximação conhecido como "Cluster Variation Method"
para deduzir as energias de interação. Estas energias foram então usadas por Colinet e
outros [45], na França, para calcular uma ligeira diferença no diagrama de fases. Os
diagramas deduzidos destes dois estudos são mostrados, sobrepostos, na figura 2.3.
29 30 «S tV to '»0 SO BO tOQ
u o
I24M-
mos-
\
H
400 to
¥^6 30 40
%at. Al
Figura 2 .1 : Diagrama de fases binario Fe-Al [18].
M
10
2.2 Ordenação nas Ligas FcjAl
As ligas Fe-Al podem ser descritas como uma família de ligas com solução sólida
substitucional ordenadas em baixas temperaturas e desordenadas em temperaturas elevadas.
E m 1932, Bradley e Jay [47,48] mostraram a presença de dois t ipos de estruturas
ordenadas, B2 e DO3, nas ligas binarias Fe-Al. N a temperatura ambiente, ligas contendo
teores inferiores a aproximadamente 18,5 %at. Al formam imia solução sólida, fase a , com
estrutura desordenada cúbica de corpo centrado (c .c .c) . Ligas com teores de alumínio entre
18,5 e 35 %at. formam uma estrutura ordenada de superreticulado do tipo DO3 baseada
numa estrutura cúbica de faces centradas ( c f c ) . Bradley e Jay também mostraram que a
estrutura ordenada DO3 tem de ser interpretada em termos de uma célula unitária grande,
composta de 8 células ordinárias c.c.c. empilhadas quatro a quatro (vide figura 2.4). Ligas
com teores superiores a 35%at. têm uma estrutura cúbica simples ( c s . ) do tipo B2.
T T T OKAMOTO AND BECK [34]
- - OKI, HASAKA. EGÜCHI [37]
B2(F«AI)
DO, (fejAI)
J L J I 28 29 30 3i 32
Figura 2.2: Diagrama de fases Fe-Al mostrando as fases de interesse próximas da
composição estequiométrica Fe3Al [34,37].
11
A estrutura de ligas FcjAl, objeto de estudos mais intensos a partir dos anos 60 [49-
69] exibindo ordenação B2 e/ou DO3 pode ser descrita com o uso de quatro reticulados
cúbicos de faces centradas interpenetrados, aqui denominados a, P, y e ó. A figura 2.4 [59]
mostra também os quatro subreticulados c.f.c. na estrutura DO3 e as interconecções entre
eles. Para a liga estequiométrica Fe3Al, na fase desordenada em altas temperaturas, todos
os sitios da rede c.c.c. têm igual probabilidade de ocupação para átomos de altmiínio e
ferro nas subredes a , p, y e ó. Os dois pares de subreticulados a U p e yUÔ, são os dois
subreticulados cúbicos simples de estrutura B2. Com ordenação B2 e ausência de ordem
DO3, os átomos de alumíiúo não têm preferência de ocupação dos subreticulados a ou p .
N a fase DO3, em baixas temperaturas, os átomos de aluminio preferem um dos quatro
subreticulados c . f .c , a por exemplo, sobre os outros. Portanto, os átomos de aliraiínio na
estrutura DO3 têm uma ordenação secundária na subrede a U p , ocupando preferencialmente
a subrede a .
1900
4>
I H
Figiwa 2 .3 : Diagrama de fases do sistema Fe-Al, de acordo com as referências [44,45]. As
linhas contínuas grossas são baseadas no método teórico de aproximação de Colinet
("Cluster Variation Method") e as linhas finas são uma conclusão otimizada de u m a série
de experimentos (Inden [46]).
12
Está claro que para um modelo de difusão de lacunas, o qual somente o primeiro
vizinho mais próximo pode saltar, nem todas as subredes estão igualmente acessíveis no
movimento atômico. As setas na figura 2.4 indicam as possíveis trocas de um átomo e de
uma lacuna entre estas subredes. Para um átomo ou lacuna, em uma subrede particular,
somente duas das três subredes restantes são diretamente acessíveis; saltos diagonais são
proibidos na figura 2.4. A fim de que um átomo ou uma lacuna se mova para uma subrede
diagonalmente, primeiro deverá mover-se até uma das subredes adjacentes. Isto implica
numa menor mobil idade dos átomos/lacunas e portanto, uma difusão mais lenta.
O-
Figura 2.4: Os quatro subreticulados c f c . da estrutura ordenada DOj e as interconecções
entre eles. As setas indicam as possíveis trocas de um átomo e uma lacuna entre estes
subreticulados [59].
2.3 Contornos Antifase e Superdiscordancias nas Ligas FcjAl
À medida que a ordenação ocorre, por meio da difusão em temperaturas adequadas,
são formadas regiões ordenadas que crescem com o tempo. Estas regiões ordenadas
independentes entre si, são chamadas de domínios antifase ou domínios ordenados. Entre
estes domínios ordenados existem contomos separando regiões ordenadas de orientações
13
diferentes, denominados de contomos antifase. Os contomos antifase em materiais
ordenados são exemplos característicos de contomos 71. Este defeito ocorre quando existe
uma mudança na identidade do átomo num dado ponto da rede, mas não existe mudança no
empilhamento atômico como uma falha de empilhamento. U m diagrama esquemático é
mostrado na figura 2.5, no qual existe uma mudança na identidade do átomo, tal que
átomos iguais tomam-se vizinhos mais próximos no contomo XY.
0 • 0 A 9 0 • 0 • B 0 • 0 • • 0 • B O « 0 m 0 A • 0 • 0
0 • 0 A • 0 • p 0— • 0 • B 0 • 0 •
X
• 0 • B 0 • 0 • 0 • B 0 • 0 0
0 • 0 A # 0 • 0 • OA • 0 • 0
• 0 • B 0 • 0 • 0 « B 0 • 0 0
(a) (b)
Figura 2.5: (a) U m arranjo ordenado perfeito de átomos A e B. (b) Cisalhamento através de
P para criar um contomo antifase XY.
Os contomos antifase podem aparecer por duas causas básicas: por tratamento
térmico de ordenação ou por deformação plástica de ligas ordenadas. N o segundo caso, se
uma discordância passa através de um reticulado ordenado, esta cria um contomo antifase
quando se move. Uma segunda discordância passando pelo mesmo plano de
escorregamento recuperará a estrutura ordenada, tal que numa faixa estreita do contomo
antifase, duas discordâncias ligadas são produzidas. Esta é uma situação geométrica similar
àquela de u m par de discordâncias parciais ligadas por uma faixa estreita de falha de
empilhamento. Numa situação de equilíbrio, dependendo da energia do contomo antifase,
uma separação particular de duas discordâncias parciais será atingida. Esta combinação de
duas discordâncias e um contomo antifase é conhecida como superdiscordância.
J0MIS3.AC rXcmh üí ENERGÍA NUCLEAR/SP tPEi
14
N N A P B - N N N A P B = N N A P B =
< 1 1 1 > < 1 0 0 > < 1 1 1 >
(a) b = — - < 1 1 1 > J _ x x x x x x i / / / / / / / i x x x x x x i 4
a;
( j l ^ < n i > \jnfininhl
(c) b = a; < 1 1 1 > i
a;
J ^ < 1 1 1 > \J/////////////
a; J ^ < 1 1 1 > jxxxxxxxxxxxxxx
Figura 2.6: Ilustração esquemática de possíveis discordâncias do superreticulado DO3 (a-c)
e suas variantes imperfeitas (d-f). N N A P B e N N N A P B representam os contomos antifase
de primeiros vizinhos e segundos vizinhos nos domínios antifase das estmturas B2 e DO3
[49,52,59,69].
As superdiscordancias perfeitas na estmtura DO3 consistem de quatro discordâncias
ordinárias (parciais) do tipo 1/4 a o < l l l > ligadas ao contomo antifase, onde ao é o
parâmetro de rede da célula unitária de estmtura DO3. Os contomos antifase nas ligas FcjAl
de es tmtura DO3 são de dois tipos diferentes. U m consiste somente de primeiros vizinhos
mais próximos incorretos, enquanto que o outro tipo consiste somente de segimdos
vizinhos mais próximos incorretos. Na figura 2.6 são mostradas esquematicamente as
superdiscordancias na estmtura DO3 e suas variantes imperfeitas. A movimentação dos
tipos imperfeitos conduz à formação de contomos antifase de primeiro vizinhos ( "NNAPB-
near neighbours antiphase boundary") e de segimdos vizinhos ("NNNAPB-next near
neighbours antiphase boundary") [49,52,59,69].
15
Com a evolução do microscópio eletrônico de transmissão nas décadas de 60 e 70,
foi dada ênfase aos estudos de ordenação, formação de domínios e contomos antifase, e de
observação das discordâncias de superreticulado (superdiscordancias). Alguns destes
estudos em ligas FcjAl [49,50,57-61], têm contribuído para um melhor entendimento das
reações de ordenação, das discordâncias de superreticulado e do efeito da ordem e do
movimento das superdiscordancias nas propriedades mecânicas dos aluminetos de ferro.
2.4 Propriedades de Ligas Binárias FcjAI
2.4.1 Resistência à Oxidação e à Corrosão
U m a importante característica dos aluminetos de ferro é sua resistência à corrosão
em ambientes oxidantes, particularmente em temperaturas elevadas, observada pela
primeira vez por Ziegler e outros [12,13]. Esta resistência à oxidação é devido à
estabilidade termodinâmica e relativamente baixo crescimento de imia camada superficial
de a lumma (AI2O3) [70-73]. Nota-se destes trabalhos que todos os aluminetos de ferro têm
uma resistência à oxidação a 800 °C maior do que a do aço inoxidável AISI 316. O
alumínio é u m elemento de liga benéfico na resistência à sulfetação. Segundo revisão feita
por Strafford e Datta [74], este efeito do alumínio é devido à estabilidade termodinâmica
do sulfeto de alumínio (AI2S3), à relativamente baixa taxa de sulfetação do alumínio e ao
grande volume molecular do sulfeto de alumínio. Estas propriedades são suficientes para
formar uma barreira (camada) de sulfeto de alumínio com uma baixa taxa de reação em
temperaturas elevadas. Portanto, a resistência do FcjAl à corrosão a quente por SO2, SO3 e
HjS é alta devido à não susceptibilidade à formação de fases de baixo ponto de fusão [75-
77], como as observadas em ligas de níquel sulfetadas [78]. Contudo, em temperaturas
entre 800 e 1000 °C, a habilidade do alumínio em suprimir a formação de sulfeto de ferro
(FeS) é perdida e a taxa de sulfetação aumenta rapidamente com o tempo [71]. O ganho em
peso do Fe3Al numa mistura de gases oxidantes/ sulfetantes é geralmente maior do que em
oxigênio ou ar nas mesmas condições de temperatura [79]. U m a comparação com os aços
16
inoxidáveis indica claramente uma significativa melhoria da resistência à corrosão do
alumineto de ferro.
A taxa de corrosão de aluminetos de ferro em sulfetos fimdidos é pelo menos 10
vezes maior do que numa mistura de gases oxidantes / sulfetantes [80]. Nestes casos, a
resistência à corrosão relativa de aços inoxidáveis tipo AISI 310 é significativamente
melhor do que a dos aluminetos de ferro. Os aluminetos de ferro são também resistentes à
corrosão em nitratos fundidos, principalmente as ligas com teores de alumínio superiores a
30 %at . [81]. A resistência de aluminetos de ferro à corrosão em meios aquosos depende do
teor de alumínio (min. 19 %) para manutenção do filme protetor de óxido [82]. Aluminetos
de ferro (27-30 %at. Al) expostos à água do mar não sofreram nenhuma degradação
aparente nas propriedades de corrosão. Em ambientes contendo cloro, a corrosão tipo pite é
o m o d o dominante de ataque nos aluminetos de ferro, mas se o enxofre está presente junto
com o cloro, a taxa de corrosão parece ser determinada pela sulfetação preferencialmente
ao cloro [83]. De uma maneira geral, as ligas b inadas Fe3Al apresentam boas propriedades
sob corrosão quando comparadas com outros materiais utilizados para aplicações em
ambientes corrosivos, como os exemplos citados acima.
2.4.2 Propriedades Mecânicas - Fratura
Apesar das grandes vantagens oferecidas pelas ligas FcjAl com relação à sua
elevada resistência à corrosão e baixo custo, o uso de aluminetos de ferro em aplicações
estruturais tem sido limitado pela sua baixa ductilidade a temperatura ambiente
(aproximadamente 1 - 2 %) e sua pobre resistência mecânica acima de 600 °C. Em
conseqüência disto, muitas investigações têm sido fehas visando a melhoria das
propriedades mecânicas destas ligas [16,17,84-90], com muitas das conclusões importantes
j á compiladas no trabalho de revisão feito por McKamey e outros em 1991 [91]. Portanto,
os estudos de ligas FcjAl, a partir destas constatações, têm como meta o desenvolvimento
de aluminetos de ferro com uma combinação ót ima de resistência mecânica, ductilidade e
resistência à corrosão.
17
McKamey e outros [16,17,72,73,85-87] investigaram as propnedades mecânicas de
aluminetos de ferro em fimção do teor de aluminio em ensaios de tração a várias
temperaturas. Os resultados de limite de escoamento e de alongamento a temperatura
ambiente em fimção do teor de aluminio presente na liga, obtidos por McKamey e outros
[72,73], são apresentados na figiu-a 2.7. Nota-se desta figura que o alongamento e o limite
de escoamento de aluminetos de ferro apresentam uma dependência com o teor de alumínio
presente na liga. O alongamento a temperatura ambiente aumenta com o teor de alumínio
de 1% na liga contendo 24 %at. Al para 5 % na liga contendo 30 %at. Al , enquanto ocorre
u m a queda no limite de escoamento, com o aumento do teor de alumínio nesta mesma
faixa de concentrações, de valores próximos a 800 MPa para valores da ordem de 350
MPa.
800
„ 700
- 600 S c
I 500
i « 400 •o •a 300
200
100
o
Limite de Escoamento
Alongamento
a"
23 24 25 26 27 28 29 30 Porcentagem Atômica de Alumínio
31
8
5 611
I 4 <
Figura 2.7: Limite de escoamento e alongamento de aluminetos de ferro, obtidos em
ensaios de tração a temperatura ambiente, em função do teor de alumínio na faixa de 24 a
30 %at. [72,73].
IS
N a figura 2.8 e 2.9 são mostrados os resultados obtidos por estes mesmos autores,
da variação do limite de escoamento e do alongamento de aluminetos de ferro com 28 e 30
%at. de alvimínio em fimção da temperatura do ensaio de tração. Estes valores são
comparados com as propriedades do aço inoxidável do tipo AISI 316. N a figura 2.8
verifica-se que os valores de limite de escoamento para estas duas composições de
alxuninetos de ferro apresentam uma queda até aproximadamente 400 °C, e posteriormente
u m pico ao redor de 600 °C, tendo acima desta temperatura uma queda acentuada
(anomalia no limite de escoamento). A figura 2.8 mostra também uma favorável
comparação do limite de escoamento dos aluminetos de ferro com o do aço inoxidável do
tipo AISI 316 até a temperatura de aproximadamente 760 °C.
O entendimento da anomalia na tensão, próxima à temperatura de 600 °C, tem
interessado mui tos pesquisadores [58,59,92-97], desde a observação deste fenômeno em
outros compostos intermetálicos, tais como o NÍ3AI. A anomalia na tensão, ocorre numa
faixa de temperaturas, onde a tensão aumenta com a temperatura conduzindo a u m pico,
antes que a tensão caia novamente. Nas ligas FcjAl, o pico anômalo de limite de
escoamento é encontrado em imia ampla faixa de composições, de aproximadamente 25 %
até 50 %at. Al. Apesar das intensas pesquisas neste tópico, os mecanismos que conduzem
ao pico de tensão de escoamento destas ligas são ainda pobremente compreendidos,
existindo ainda consideráveis atividades de pesquisa a serem feitas.
As idéias iniciais [58,59] para a explicação da ocorrência do pico na tensão de
escoamento estavam relacionadas com a perda do grau de ordem DO3 e com a transição das
superdiscordancias perfeitas DO3 (quatro discordâncias) para as discordâncias imperfeitas
(pares de discordâncias), enquanto algvraia ordem DO3 permanece. Tais explicações foram
abandonadas depois dos estudos de Schroer e outros [93], que mostraram que o mesmo
pico poderia ser encontrado em ligas ordenadas DO3, sem perder a ordem na temperatura do
pico. Muitos mecanismos têm sido propostos, então, como responsáveis pelo pico de
tensão, e os mais relevantes são: escalagem local [94], decomposição de discordâncias [92]
e endurecimento por lacunas [96].
19
O alongamento em função da temperatura de ensaio de tração para os dois
aluminetos, apresentado na figura 2.9, obtido por McKamey e outros [72,73], mostra que
devido à excelente ductilidade a quente dos aluminetos de ferro, não existe dificuldade na
fabricação destas ligas. Contudo, a ductilidade em temperaturas abaixo de 400 °C nece? sita
ser melhorada.
600
540 -
480
o g
i 3 3% A l
100 ZOO 300 400 500 600 700 800 900 10OO Temperatura de Teste [°C]
Figura 2.8: Limite de escoamento de aluminetos de ferro versus temperatura df ¿nsaio.
Comparação com o aço inoxidável AISI 316 [72,73].
Existem algumas evidências que sugerem que abaixo de aproximadamente 30 %at.
Al, a estrutura B2 está num estado muito imperfeito, implicando em uma melhoria da
ductilidade a temperatura ambiente [86]. Mendiratta e outros [98-102] investigaram a
microestrutura e o caráter das discordâncias em aluminetos de ferro bem como seus efeitos
no comportamento em tração. Segundo os autores, as propriedades em tração variam com o
teor de alumínio e com a temperatura de ensaio, de modo similar ao observado por
McKamey . Os efeitos de tratamentos termomecânicos na microestrutura e na ductilidade a
temperatura ambiente também foram examinados por McKamey e outros [87]. Os
2 0
resultados obtidos mostraram que o grau de recristalização tem uma forte influência na
ductilidade: amostras das ligas Fe-28 %at. Al contendo até 6 %at. Cr, parcialmente
recristalizadas a 750 °C por 1 hora (= 20 % de recristalização), mostraram uma. ductilidade
maior do que ligas completamente recristalizadas.
100 90
m
'B 60 o O
o ^ 20
y.
10
o
Fc-aO* AJt
_í L. J L O 100 Zm 300 400 500 600 700 800 900 1000
Temperatura [°C]
Figura 2.9: Alongamento de aluminetos de ferro versus temperatura de ensaio. Comparação
com o aço inoxidável AISI 316 [72,73].
A liga ordenada FcjAl estequiométrica foi considerada como sendo intrinsicamente
frágil. Esta reputação t inha sido baseada num estudo de superfícies de fratura feito por
Marcinkowski e Brown [49], que mostrou uma fratura intergranular completamente fi-ágil
para a liga com 25,5 %at. Al. Estudos posteriores feitos por Mendiratta e outros [103] e
Horton e outros [104], com controle rígido da composição química e do teor de impurezas,
indicaram que a firatura no FcsAl puro ocorria por clivagem e não intergranularmente. A
conclusão geral destes estudos mostrou que o Fe3Al puro falha por cl ivagem transgranular,
e que as observações de fratura intergranular em estudos mais antigos aconteciam
provavelmente devido às impurezas presentes nas ligas que migravam para os contomos
dos grãos. Esta conclusão é concordante com a argumentação de Kerr [105], para quem a
21
fratura intergranular observada por Marcinkowski e Brown seria resultante da combinação
de vários fatores: historia do processo, conteúdo de carbono e temperatura de teste.
2.5 Ligas Ternarias e Multicomponentes à Base de Fe^Al
2.5.1 Propriedades Mecânicas-Fratura
As ligas ternarias e multicomponentes à base de FcjAl passaram a ser estudadas
mais intensamente a partir dos anos 80 após a constatação de que uma melhoria da
ductilidade destas ligas poderia ser obtida por meio de adições de elementos de liga [15-
17,72,73,85-87,95,106-114]. A seguir serão feitas considerações variadas sobre as
propriedades obtidas por estes autores. N u m trabalho publicado em 1984, Horton e outros
[106] procuraram adicionar boro, silicio, cobre e níquel em vários teores ao Fe^Al. As
adições de cobre e silicio aimientaram a dureza e o limite de escoamento da liga PcjAl, mas
provocaram a fragilização da liga devido à precipitação de uma segunda fase, rica em ferro
e aluminio (livre de silicio), nos contomos de grão (fratura intergranular). Posteriormente,
Liu, McKamey e oufros [72,73,107,108,111] adicionaram pequenas quantidades (1,0 %at.)
de TiBj nas ligas PcjAl contendo de 24 a 30 %at. Al para o refino de grão. U m aumento de
ductilidade tanto em temperatura ambiente como em temperaturas mais elevadas foi
observado com pequenas adições de TiBj. Entretanto, as partículas de TiBj causaram
trincamento ao longo da linha de fusão após ensaios de soldagem da liga [108]. Para se
contomar esta dificuldade, outras adições foram empregadas nas ligas FcjAl para a
obtenção do refino de grão.
McKamey e outros, consideraram todas as propriedades das ligas binarias com e
sem TiBj , e escolheram a liga Fe-28 %at. Al sem TÍB2 como base para seus
desenvolvimentos. Nesta liga binaria (Fe-28 %at. Al) foram adicionadas pequenas
quantidades de Mo, Mn, Cr, N b , Ti, Zr, B , Ce, Y, C, V, ou Si e as propriedades mecânicas
foram obtidas em ensaios de tração a temperatura ambiente e a 600 °C a partir das ligas
recristalizadas a 800 °C por 1 hora e seguido de um tratamento térmico a 500 °C por 3-5
22
dias, com estrutura ordenada DO3. As adições de molibdênio, niobio, titânio e zircônio
provocaram uma redução no tamanho de grão quando comparado com a liga base,
enquanto que as adições de cromo, manganês, cério e itrio não têm muito efeito. Muitos
destes elementos foram adicionados em mais de uma concentração, mas somente o niobio
provocou u m a diminuição notável do tamanho de grão, proporcional ao teor deste
elemento. Os resultados obtidos pelos autores sugerem que elementos formadores de
precipitados finos foram mais efetivos no refinamento de grão e no aumento da
temperatura de recristalização do que os elementos que formaram solução sólida. Esta
conclusão foi confirmada por Mendiratta e outros [109,110] com adições de 1 a 2%at. de
N b e Zr.
No que conceme à ductilidade, McKamey e outros notaram que somente as ligas
com adição de cromo se mostraram promissoras, com o alongamento subindo acima de 10
% com tratamentos termomecânicos adequados. Os autores também observaram que o
cromo produz uma mudança no modo de fi-atura de 100 % clivagem para mista de
clivagem e intergranular. Isto sugere que o cromo aumenta a resistência à cl ivagem,
diminuindo a fratura por este mecanismo. Contudo, a adição de cromo conduziu a um leve
decréscimo no limite de escoamento. Algumas outras adições melhoraram a ductilidade da
liga, mas muito pouco para merecer estudos posteriores.
McKamey e Horton [111] investigaram os efeitos da adição de várias quantidades
de molibdênio na liga Fe-28 %at. Al e concluíram que o molibdênio além de reduzir o
tamanho de grão, aimienta a temperatura de transformação D03->B2 linearmente com o
teor de molibdênio até 6 %at.. A adição de 2 %at. de molibdênio resultou num aumento no
limite de escoamento em temperaturas de até 800 °C, porém com decréscimo na
ductilidade em todas as temperaturas. O modo de fratura, entretanto, não mudou com a
adição de molibdênio. Os efeitos da adição de molibdênio em ligas Fe^Al foram t ambém
estudados por outros autores. Culbertson e Kortovich [15] observaram um aumento
significativo no limite de escoamento a 600 °C para a liga contendo 2,3 %at. de
molibdênio. Contudo, esta liga exibiu luna queda na ductilidade a temperatvira ambiente
comparada com a liga sem molibdênio. Mendiratta e Lipsitt [110], assim como McKamey
e Horton [111], também observaram um aumento significativo na temperatura crítica de
23
transição DO3—>^B2 após a adição de 3-6 %at. de molibdênio. Diehm e Mikkola [112]
notaram que o aumento na temperatura crítica de transição D 0 3 ^ B 2 era acompanhado por
u m aumento na resistência mecânica em temperaturas mais altas.
U m a temperatura de transição DO3—>B2 baixa tem u m efeito adverso na resistência
mecânica em temperaturas elevadas e, felizmente, nas conclusões dos trabalhos anteriores,
nota-se que várias adições temarías (Ti, Cr, Mn, Mo, Ni e Si) aumentaram
significativamente esta temperatura. As investigações mais antigas do comportamento em
fluência de ligas Fe-Al foram feitas por Law^ley e outros [115] e Davies [116]. Estes
autores observaram que na faixa de temperaturas e composições onde o Fe3Al é estável, a
componente determinante da taxa de fluência é o estado de ordem. Subseqüentemente a
estes dois trabalhos, praticamente nenhuma atenção foi dada às propriedades em fluência
das ligas Fe-Al por mais de 20 anos.
Mais recentemente, McKamey e outros [117-121] retomaram os estudos e
observaram que as ligas binarias Fe3Al apresentam propríedades pobres de mptura à
fluência quando comparadas com outras ligas estmturais. Stoloff e Davies [122] mostraram
que a ordenação geralmente melhora as propríedades em fluência nos alimiinetos. A vida
em fluência a 600 °C e 207 M P a é aumentada de 3 horas na liga binaria para 200 horas
quando algims elementos de liga são adicionados, tais como: Nb , Mo e Zr. O aumento da
resistência à fluência devido à adição de zircônio foi atribuído a presença de finos
precipitados do tipo ZrC. A resistência à fluência destas ligas mostrou uma comparação
favorável com as obtidas para o aço inoxidável do tipo AISI 403 e 316.
2.5.2 Resistência à Oxidação e à Corrosão
Nenhimi efeito significativo na resistência à oxidação em temperaturas elevadas
(800-900 °C) foi observado como resultado da adição de microligantes na liga Fe^Al [123].
Contudo, adições substanciais de titânio (5 % ) , vanadio (10 %) e molibdênio (2,3 %) ao
Fe3Al degradaram sua resistência à oxidação ao ar a 816 °C [15]. Estudos sobre o efeito do
24
cromo na resistência à oxidação e à sulfetação mostraram que o cromo tem um efeito
danoso para estas propriedades [75,76]. Estes estudos evidenciaram que a taxa de corrosão
cresce com o aumento da razão Cr/Al.
A adição de cromo ao Fe^Al (28 %at. Al) afetou adversamente a resistência à
corrosão pela mistura H2S-H2-H2O para concentrações de cromo acima de 2 % [79].
Adições de 1 % de niobio e 2 % de molibdênio ao Fe3Al reduziram a taxa de corrosão nas
primeiras 100 horas de exposição a ambientes oxidantes/sulfetantes. A adição de cromo ao
Fe3Al , a lém de ter degrado a resistência à oxidação/sulfetação quando acima de 2 %at. ,
melhorou o comportamento à corrosão em sais fundidos e teve u m efeito benéfico na
resistência à corrosão em solução aquosa de ácido clorídrico diluído (tipo chuva ácida). Por
outro lado, a adição de molibdênio melhorou principalmente a resistência à corrosão em
certos ambientes aquosos (tipo água do mar) [124-126].
2.6 Efeito do Meio Ambiente na Ductilidade das Ligas Fe¡Al
As investigações em ligas intermetálieas ordenadas nos úh imos anos têm sido
concentradas no entendimento das causas da fragilidade e por conseqüência, na busca da
melhoria da ductilidade por meio do controle microestrutural via adições de ligantes e
processamento termomecânico do material. Em estudos mais recentes, Liu e outros [127-
132] foram os primeiros a verificar que os aluminetos de ferro são dúcteis (12-18 % de
alongamento) quando testados mmia atmosfera de oxigênio seco ou vácuo a temperatura
ambiente. A baixa ductilidade obtida nos testes ao ar foi mencionada por estes autores
como resultante de uma fragilidade ambiental oriunda da presença de hidrogênio gerado da
reação de á tomos de alvmiínio da liga com o vapor d'água.
A reação química na superfície do metal, sugerida nestes trabalhos, é a seguinte:
2A1 + 3H2O —> AI2O3 + 6H^ + 6e". Esta reação do vapor d'água, que ocorre na ponta das
trincas, permite que o hidrogênio atômico liberado difúnda-se no interior do metal
provocando a propagação da trinca. Verifícou-se ainda, nestes trabalhos, que a fragilidade
25
ambiental dos aluminetos de ferro é insensível à estrutura cristalina, seja ela B2 ou DO3.
Este efeito danoso da fragilidade ambiental, descrito acima, é comimi a muitos aluminetos
e silicetos. Como a nucleação da trinca ocorre e qual o papel do hidrogênio no processo de
propagação da trinca ainda não estão claros. Contudo, imperfeições superficiais e defeitos
presentes no corpo de prova sempre poderão atuar como sítios para a nucleação de trincas.
McKamey e Liu [131], no final de 1990, publicaram u m trabalho onde
reexaminaram o mecanismo pelo qual o cromo produz uma melhoria na ductilidade de
aluminetos de ferro a temperatura ambiente ao ar. Os resultados destes estudos indicaram
que apesar do cromo poder afetar a resistência à clivagem e a energia dos contomos
antifase, seu mais significativo efeito na ductilidade a temperatura ambiente seria o de
modificar o óxido superficial protetor. Neste ponto ainda não está claro se estes efeitos são
devidos a alterações na estmtura ou na cinética de formação deste óxido.
O mecanismo de nucleação de trincas nestas ligas, segundo Munroe e Baker [133],
envolveria discordâncias <100>, e a propagação destas trincas seria agravada pela presença
do hidrogênio [132]. Entretanto, segundo os trabalhos de Kasul e Heldt [134], a difusão do
hidrogênio seria muito lenta para auxiliar na propagação da trinca. U m a possível
explicação, que complementaria estes dois trabalhos, é que a fragilidade ocorreria muito
próxima da superficie do material e o hidrogênio não teria de difundir-se em longas
distâncias. Finalizando, o entendimento deste processo de fragilização seria muito valioso
para a melhoria da ductilidade dos aluminetos de ferro. A melhoria da ductilidade poderia
ser alcançada tanto por intermédio de adições de elementos de liga como por
processamento termomecânico adequado.
26
3 P R O C E D I M E N T O E X P E R I M E N T A L
3.1 Elaboração das ligas
3.1.1 Ligas Fe-24 %at. Al
Ligas Fe-24Al-XCr (%at.), com X variando de zero a 6 %at. de cromo, foram
preparadas por fiisão em forno resistivo, marca Wild Barfield, sob atmosfera de argônio
com pressão ligeiramente superior à ambiente, utilizando-se ferro, alumínio e cromo
comercialmente puros, cadinho de zirconia e vazamento em lingoteiras de cobre. Os
lingotes obtidos, de seção quadrada de (15x15) m m ^ aproximadamente 130 m m de
comprimento e massa de 200 g, foram homogeneizados a 1000 °C por 24 horas e
laminados a quente nesta mesma temperatura até uma espessura de aproximadamente 3,0
m m . O material laminado retomava ao fomo, mantido a 1000 °C, antes de cada dois passes
de laminação.
Após atingida a espessura de aproximadamente 3,0 mm, a temperatura do fomo foi
diminuída para 800 °C, e o processo de laminação continuado da mesma maneira que
vinha sendo executado, até o material laminado atingir uma espessura de aproximadamente
0,8 mm. Amostras retiradas dos materiais laminados foram utilizadas para a execução da
análise química das ligas. A análise química destas amostras foi feita por fluorescência de
raios-x e os resultados obtidos são apresentados na tabela 3.1. O teor de carbono obtido nas
ligas foi da ordem de 0,014 porcento em peso.
As ligas foram tratadas termicamente um duas diferentes condições: (1) 800 °C / 1
hora ao ar, denominado tratamento T T l ; e (2) 800 °C / 1 hora + 500 °C / 9 dias ao ar,
denominado tratamento TT2. A liga Fe-24Al-2Cr (%at.) foi também tratada termicamente
27
por 1 hora em temperaturas pertencentes à faixa 750 - 900 °C, ao ar. O fomo utilizado foi
um tubular de laboratório, marca Instron, com três zonas de aquecimento. As amostras
foram colocadas no fomo, após a temperatura do fomo estar estabilizada, acopladas a dois
termopares posicionados de forma a manter o controle de temperatura numa região de
aproximadamente 50 m m . O tempo de duração dos tratamentos foi contado a partir da
estabilização da temperatura do corpo de prova. O resfriamento foi feito por meio de imia
tempera em água.
Tabela 3.1: Composição química (nominal e analisada) das ligas investigadas à base de Fe-
24 %at. Al em porcentagem atômica (%at.).
L IGA (NOMINAL) Al Cr Fe
Fe-24AI 23,6 — Balanço
Fe-24Al-2Cr 23,5 2,1 Balanço
Fe-24Al-4Cr 23,8 4,3 Balanço
Fe-24Al-6Cr 23,5 6,2 Balanço
3 .L2 Ligas Fe-30 %at. Al
Ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-XCr (%at.), com X variando de zero a 4,5 %at. de
cromo, foram preparadas por ftisão em fomo a indução ao ar a partir de matérias-primas de
pureza comercial. A fusão foi iniciada colocando-se no fomo o ferro extra-doce, o zircônio,
o cromo e o Fe-B. Após a fusão destes metais, foi adicionado o alumínio, com uma
atmosfera de argônio sendo mantida sobre a superfície do banho até o fínal da fusão. O
refratário do fomo utilizado era constituído de uma argamassa a base de alumina. O
vazamento foi feito em uma lingoteira de ferro fundido, previamente aquecida com um
maçarico, para minimizar o efeito de uma taxa de resfriamento alta na microestmtura de
solidificação (grãos equiaxiais finos e grãos colunares).
Os lingotes então obtidos, com seção quadrada de (100x100) cm^ e massa de
aproximadamente 5 Kg, foram inicialmente homogeneizados a 1000 °C por 5 dias e
subsequentemente forjados e laminados a 1000 °C até uma espessura de 1,5 m m
2 8
aproximadamente. O material laminado retomava ao fomo para estabilização da
temperatm-a a 1000 °C a cada dois passes de laminação. Amostras foram retiradas dos
materiais laminados para a execução da análise química e para confecção de corpos de
prova para os ensaios de tração. N a tabela 3.II são apresentados os resultados de análise da
composição química das ligas fabricadas, obtidos por fluorescência de raios-x. O teor de
carbono apresentado nestas ligas foi de 0,058 porcento em peso.
Amostras retiradas das chapas laminadas a quente foram submetidas a tratamentos
térmicos e m temperaturas do intervalo 500 - 1000 °C por 1 hora e utilizadas para a análise
metalográfíca e medidas de microdureza. As ligas foram também tratadas termicamente nas
condições: (1) 800 °C / 1 hora ao ar, tratamento T T l ; e (2) 800 °C / 1 hora + 500 °C / 9
dias ao ar, tratamento TT2, de maneira similar ao executado nas ligas à base de Fe-24 %at.
AI. O fomo e o procedimento de execução dos tratamentos térmicos foram os mesmos
utilizados para as ligas à base de Fe-24 %at. Al . Entretanto, todas as amostras e os corpos
de prova das ligas à base de Fe-30 %at. Al tratados termicamente neste trabalho foram
resfriados ao ar.
3.2 Ensaios Mecânicos
3.2.1 Ligas Fe-24 %at. Al
Corpos de prova das ligas à base de Fe-24 %at. Al para os ensaios de tração, com
seção reduzida de (6x0,8) mm^ e comprimento útil de 31 mm, como mostrado na figura
3 .1 , foram usinados com disco de rebolo abrasivo, num equipamento marca Tensilkut
Engineering, modelo Tensilgrind, a partir dos materiais laminados. Pelo menos dois corpos
de prova de cada condição de tratamento mecanotérmico foram preparados para serem
ensaiados em tração. Os ensaios de tração foram feitos ao ar e a temperatura ambiente,
numa máquina imiversai de ensaios mecânicos marca Instron, modelo 1125, sob taxa
nominal de deformação de 2,2x10'^ s \ segundo a norma A S T M E-8 [135]. A partir das
29
curvas obtidas nos ensaios de tração foram determinados: o limite convencional de
escoamento para 0 ,2% de deformação plástica (Ge), o limite de resistência (CTr) e o
alongamento específico uniforme (sj. As superfícies de fratura dos corpos de prova
ensaiados foram examinadas em um microscópio eletrônico de varredura marca Philips,
modelo XL-30 .
Tabela 3.II: Composição química das ligas investigadas à base de Fe-30 %at. Al em
porcentagem atômica (%at.).
LIGA Al Cr Zr B (Nommal) Fe M n Cu
M-1 29,5 — 0,15 0,2 Balanço 0,32 0,13
M-2 30,5 1,6 0,14 0,2 Balanço 0,63 0,09
M-3 30,5 2,4 0,13 0,2 Balanço 0,66 0,11
M-4 30,5 4,5 0,13 0,2 Balanço 0,72 0,10
3.2.2 Ligas Fe-30 %at. Al
Medidas de microdureza de amostras das ligas à base de Fe-30 %at. Al foram
executadas em um aparelho Otto-Wolpert com penetrador Vickers e aplicação de carga de
100 gf por 15 s, segundo a norma A S T M E-384 [136]. Corpos de prova destas ligas para os
ensaios de tração, com seção reduzida de (6x0,8) mm^ e comprimento útil de 31 m m , como
mostrado na figura 3 .1 , foram confeccionados em equipamento de corte a laser, a partir dos
materiais laminados. Pelo menos dois corpos de prova de cada condição de tratamento
mecanotérmico foram preparados para serem ensaiados em tração. Os ensaios de tração a
temperatura ambiente foram executados ao ar e em corpos de prova tratados termicamente
nas condições: 800 °C / 1 h ( T T l ) e 800 °C / 1 h + 500 °C / 9 d (TT2). O equipamento
utilizado foi uma máquina universal de ensaios mecânicos marca Instron, modelo 1125,
sob taxa nominal de deformação de 2,2x10"^ s"', segundo a norma A S T M E-8 [135].
Os ensaios de tração em temperaturas acima da ambiente das ligas à base de Fe-30
%at. Al foram executados somente para os corpos de prova tratados termicamente a 800 °C
/ 1 h ( T T l ) . Tais ensaios foram conduzidos numa máquina universal de ensaios mecânicos
30
marca Instron, modelo 1115, em temperaturas compreendidas entre a temperatura ambiente
e 800 °C, empregando-se taxas nominais de deformação variando de 2,2x10'^ a 8,8x10'^ s''.
Durante os ensaios, utilizou-se atmosfera de argônio para evitar a oxidação dos
componentes da máquina de ensaios. A partir das curvas obtidas nos ensaios de tração
foram determinados: o limite convencional de escoamento para 0 ,2% de deformação
plástica (cte), o limite de resistência (Or) e o alongamento específico uniforme ( e J , da
mesma maneira que a determinada para as ligas à base de Fe-24 %at. Al. A s superficies de
fratura dos corpos de prova ensaiados foram examinadas no mesmo microscópio eletrônico
de varredura, marca Philips, modelo XL-30, que o utilizado nas observações das ligas à
base de Fe-24 %at. Al. Além disto, utilizou-se também este microscópio para análise
química das inclusões nestas ligas.
o
D I M E N S Õ E S [mm]
G- Comprimento entre marcas 25
W- Largura da seção reduzida 6
T- Espessura 1,5
R- Raio 15
L- Comprimento total 100
A- Comprimento da seção reduzida 31
B - Comprimento da cabeça 22
C- Largura da cabeça 19
Figura 3 .1 : Representação esquemática do corpo de prova utilizado nos ensaios de tração
com as respectivas dimensões.
31
3.3 Caracterização Microestrutural
A análise metalográfíca óptica foi feita utilizando-se os procedimentos clássicos de
lixamento e polimento. Devido às dificuldades na revelação da microestrutura pelo ataque
químico, várias soluções químicas foram tentadas. Algum êxito foi obtido com as duas
soluções a seguir: (1) 40 ml de HNO3, 60 ml de CH3COOH e 20 ml HCl; e (2) HCl
concentrado. As análises microestmturais ópticas foram executadas com o auxílio de u m
microscópio óptico, marca Olympus, modelo AHMT-3 , acoplado a u m analisador de
imagens marca Leica, modelo Quantimet 600. O tamanho médio de grão foi determinado
pelo método dos interceptos circulares, segundo a norma A S T M E-112 [137].
A análise das fases presentes, por difratometria de raios-x, foi feita utilizando-se de
um difratômetro de raios-x, marca Rigaku, modelo Dmax. A análise das fases presentes no
material nas várias condições de tratamento termomecânico foi feita a partir de
difratogramas de raios-x, obtidos com a radiação K a do cobre. N o caso específico das
fases ordenadas, o procedimento utilizado para a determinação do parâmetro de ordem a
longo alcance, S, está descrito mais detalhadamente no Capítulo 3.3.1.
A avaliação da textura cristalográfica das amostras da liga Fe-24Al-2Cr (%at.) foi
efetuada por meio da análise das Funções Distribuição de Orientações (FDOs), a partir da
qual obtém-se, quantitativamente, a fração volumétrica de células unitárias com a mesma
orientação cristalográfica em função dos ângulos de Euler (cp, (j), 92)- Os detalhes do
procedimento de análise da textura por difração de raios-x são apresentados no Capítulo
3.3.2.
As amostras para a observação por microscopia eletrônica de transmissão foram
preparadas por meio de lixamento de discos de 3 m m de diâmetro, obtidos em corte por
eletroerosão, e posterior eletroafinamento em um eletrólito constituído de 10 % de ácido
perclórico e 90 % de metanol (% em volume), num equipamento modelo Tenupol, marca
Stmers. As amostras foram então observadas num microscópio eletrônico de transmissão
marca JEOL, modelo 200C, operando sob tensão de 200 kV. A microscopia eletrônica de
32
transmissão foi empregada para a análise da estrutura de deformação e de fases presentes
no material nas várias condições de tratamento termomecânico investigadas. A observação
dos domínios ordenados por microscopia eletrônica de transmissão é possível devido à
formação do contraste dos domínios antifase. Os detalhes sobre esta técnica de observação
dos contomos antifase (princípios da teoria de contraste) em ligas FcjAl por microscopia
eletrônica de transmissão são apresentados no Capítulo 3.3.3.
3.3.1 Análise das Fases (Ordenação) das Ligas FcjAl por Difratometria de Raios-x
A análise das fases ordenadas por difratometria de raios-x consiste na diferenciação
e quantificação das estruturas do tipo B2 e DO3 nas ligas FcjAl estudadas. Como j á visto
anteriormente, a estrutura desordenada a , cúbica de corpo centrado (c .c .c ) , ordena-se com
estmtura do tipo B2, cúbica simples, ou com estmtura DO3, cúbica de faces centradas. N a
tabela 3.III são apresentadas as raias permitidas em cada uma das estruturas com seu
respectivo valor de d|,k|. U m difratograma de raios-x, típico destas ligas, obtido neste
trabalho é apresentado na figura 3.2. O difratograma foi feito utilizando-se a radiação K a
do cobre, monocromador e velocidade de varredura de 0,5 °/min. Nota-se a presença das
raias características da estrutura ordenada DO3.
A fim de especificar o grau de ordem de um determinado arranjo de átomos num
reticulado cristalino, em qualquer estado mencionado acima, são utilizados parâmetros de
ordem. Estes parâmetros, de uma maneira convencional, são denominados como
parâmetros de ordem a longa distância, S, e parâmetro de ordem a curta distância, a . O
parâmetro de ordem a curta distância está relacionado com a configuração dos átomos
vizinhos mais próximos. A ordem a curta distância mede a extensão da ordem local, ou
seja, o modo como cada átomo é cercado por seus vizinhos mais próximos. Diferentemente
do parâmetro de ordem a curta distância, o parâmetro de ordem a longa distância mede a
extensão da ordem do material como um todo, ou seja, a ordem média. O parâmetro de
ordem a longa distância, S, é definido em função da fração de sítios ocupados corretamente
pelos átomos constituintes da liga, como mostrado a seguir:
-JOMiSSÍ.C KfiCiCNU TiE EMERGIA NUCLEAR /SP IPEI
33
S= ^ J = „ \ o n d e : \-F B
r/. fração de sítios ocupados corretamente por átomos A;
F^: fração de átomos A;
r^: fração de sítios ocupados corretamente por á tomos B ;
FbI fração de átomos B.
O parâmetro de ordem a longa distância varia da unidade para a liga perfeitamente
ordenada a zero para o estado desordenado.
Tabela 3.III: Raias permitidas em cada uma das estruturas presentes no FcjAl com seus
respectivos valores de distância interplanar (dy^).
hkl dM,(D03) dM<(B2) àhki ( a )
111 3,34
200 2,89 2,89
220 2,04 2,04 2,03
311 1,74
222 1,67 1,67
400 1,45 1,45 1,43
331 1,33
420 1,30 1,30
422 1,18 1,18 1,17
440 1,03 1,03 1,01
620 0,92 0,92 0,91
444 0,83 0,83 0,83
O parâmetro de ordem a longa distância é determinado pela comparação das
intensidades do picos de superreticulado / fundamental obtido experimentalmente (ordem
DO3 utilizando a relação dos picos 111/444 e ordem B2 utilizando a relação dos picos
200/400) com a intensidade relativa calculada para o material completamente ordenado:
^111
v l 4 4 4 >
e x p .
^111
VI444J c a l e .
S b 2 -
^200
V l 4 0 0 ^
e x p .
^200
Vl400^
e a l c .
34
A escolha de picos relativos a planos cristalográficos paralelos foi feita para evitar
possíveis efeitos de textura.
As intensidades dos picos de difração são dadas pela expressão:
I = |F| ^ p . (LP). e x p ( - 2 M ) . I g onde:
I: intensidade do feixe difratado;
Iq: intensidade do feixe incidente;
F: fator de estrutura;
p : fator de multiplicidade;
LP: fator de Lorentz-Polarização;
exp(-2M): fator de temperatura.
O fator de estrutura (F) para um determinado plano (hkl) é dado pela relação:
n
Fhki = ^ f n ( h k l ) . e x p [ 2 m . ( h . u „ + k . v „ + l . w „ ) ] =
1
n
^ ^ fn (hkl).[cos 7i.(h.u n + k . V n + l.w „ ) + i sen 27i.(h.u „ + k . V n + l . W n ) , onde:
1
f„(hkl): fator de espalhamento atômico do átomo n no plano (hkl);
(u„,Vn,w„): coordenadas do átomo n na célula unitária.
Para a estrutura ordenada DO3, a intensidade relativa calculada dos picos será:
I i n l , | F , i , | ' . p , „ . L P ( 0 , „ ) e x p ( - 2 M ) . I , cale. =
^111 cale. =
F i i . r - L P ( e i i . )
444^ •444 ' • L P ( e 4 4 4 ) F4441 . P444. L P ( e 4 4 4 ) e x p ( - 2M). I o
O fator de estrutura é determinado em função das coordenadas dos três átomos de ferro e
um de aluminio na estrutura DO3, que são: (0,0,1/2), (1/4,1/4,1/4), (3/4,1/4,1/4) e (0,0,0),
respectivamente, portanto:
|F ,„p = 16.[fp,(l 11) - f^,(l 11)]^ |F,44p = [12.fpe(444) + 4.4,(444)]^
senGhk,
O fator de espalhamento atômico [fn(hkl)] é encontrado em tabelas em função de
, onde Xé o comprimento de onda da radiação incidente (Xc^bte = 1,542 Â) e 9^^ o
35
ângulo de difração para o plano (hkl). Para a liga estequiométrica FcjAl, 0,,, ==13,27° e 6444
=66,7°. Portanto, após inseridos os valores na tabela, temos:
fp , ( l l l )=21,885
fA , ( l l l )=10,20
fFe(444)=9,71
f^(444)=4,71
30000 -
•3 10000 -
60 80"
2Te ta [gaus ]
Figura 3.2: Difratograma típico das ligas FcjAl, apresentando as raias características da
estrutura ordenada DO3 (radiação C u K a ) .
U m a pequena anomalia nos fatores de espalhamento do ferro e do aluminio deve
ser considerada para efeitos de cálculo. O efeito de espalhamento anômalo ocorre quando o
comprimento de onda da radiação do tubo de raios-x, À,, é próximo da barreira de absorção,
de um dos elementos constituintes da liga analisada. A anomalia nos fatores de
espalhamento atômico é levada em consideração por meio de uma correção Af nos fatores
36
de espalhamento. A variação da correção Af com a razão X/^k é mostrada na figura 3.3.
Como X(CuKa)= l ,542 Â, ?iK(Fe)=l,743 Â e X^{Al)= 7,951 Â; logo:
?L(CuKa) 1,542 X(CuKa) 1,542 = 0,885 e , = ^ ^ ^ = 0,194
XK(Fe) 1,743 li^iAl) 7,951
A f o
-1
-2
- 3
-4
- 5
A \ — •Fe
— —. A \ —
•Fe — —.
Figura 3.3: Variação da correção do fator de espalhamento Af com X/Xy^. Os dois pontos na
curva mostram as correções para o espalhamento da radiação C u K a dos átomos de ferro e
de aluminio.
Levando estes valores para a figura 3.3, obtém-se os fatores de espalhamento
atômico corrigidos:
fpe'Cl 11) = fpeíl 11) + Afpe = 21,885 - 1,5 = 20,385
f^;(l 11) = f ^ l 11) + Af , = 10,20 + 0,2 = 10,40
fFe*(444) = fp,(444) + Afp, = 9,71 - 1,5 = 8,21
f^*(444) = f^(444) + Af , = 4,71 + 0,2 = 4,91
Chegando-se assim, aos valores dos fatores de estrutura |F , , , | e IF444I:
|Fn,P= 16 . [ fF ; ( l 11)-f^rCl 11)]^= 1 6 . ( 2 0 , 3 8 5 - 10,40)^= 1595,2
IF444P = [12 .fp;(444) + 4.fA,*(444)]^ = (12.8,21 + 4.4,91) ' = 13961,8
O fator Lorentz-Polarização é determinado pela seguinte expressão:
37
L P ( 0 h k i ) = „ 2 (l + cos^ 2ehk,)
sen 6[jj , .cos0 hkl
Então,
LP (e ,„) = - i l ± i 2 ! ! ^ « ^ . 35,10 senM 3 ,27°. cos 13,27°
L P ( e ^ ) = ( ' ; ^ ° s M 3 3 . 4 ° ) sen2 66 ,7° .cos66 ,7°
Portanto:
cale. = ^111
vl444y
' • L P ( 0 „ J 1595,2.35,1 55991,5
F444 ' •LP(0444; )~ 13961,8.4,41 " " 61571,5
= 0,91 e
^111
Vl444> exp.
^111
V1444 ^ cale.
^111
V1444 ^
111 exp.
^1444/
91 = 1,05.
^111
Vl444y exp.
Para a estrutura ordenada B2, a intensidade relativa calculada dos picos será:
^200
V l 4 0 0 ^ cale. =
F200 r • P 200 • LP(e 200) e x p ( - 2 M) . I (
F400I •P4oo-LP(e4oo)exp( -2M) . Io
^200
^^400^ calc.=
200 ' •LP(02oo)
•400 ••LP(e4oo)
o fator de estrutura é determinado em ftmção das coordenadas dos átomos de ferro
e de alumínio na estrutura B2, que são (0,0,0) e (1/2,1/2,1/2), portanto:
|F2ooP = [ f F ; ( 2 0 0 ) - f ^ * ( 2 0 0 ) ] '
|F4oor = [fFe*(400) + fA ; (400) ] '
Os fatores de espalhamento atômico em função de , para os ângulos Ojoo
= 15,37° e 6400 = 32,02°, após inseridos os valores na tabela e considerando-se as correções
devido ao espalhamento anômalo, serão:
38
fF ; (200) = fpe(200) + Afpe = 21,06 - 1,5 = 19,56
fA,*(200) = fAi(200) + Afy = 9,72 + 0,2 = 9,92
fFe*(400) = fFe(400) + Aff, = 15,19 - 1,5 = 13,69
fA,*(400) = f^(400) + A4, = 7,28 + 0,2 = 7,48
Chegando-se assim, aos valores dos fatores de estrutura IF200I e IF400I
F200I' = [ fF ; (200) - fA , ' (200)] ' = (19,56 - 9,92) ' =92,9
IF400P = [ fF ; (400) + fA , ' (400)] ' = (13,69 + 7,48) ' = 448,2
Os fatores Lorentz-Polarização são:
L P ( 6 , „ ) , (. 003 30.75»)
sen^ 15,3 7° . COS 15,37°
(1 + cos^ 64,04°) LP(G4oo) = - - — = 5,00
sen^ 32,02° . cos 32,02°
Portanto,
200 cale. -
F200 '.LP(e2oo) 92,9.25,67 2384,7
400 >' F4oor-LP(04oo) 448,2.5,00 2241 = 1,06
^ 8 2 -
^200
Vl400^ exp.
^200
vl400>' cale.
^I ^ ^200 exp.
1,06 = 0,97.
^200 exp.
Vi400^
3.3.2 Análíse da Textura Cristalográfica da Liga Fe-24Al-2Cr (%at.) por
Difratometria de Raios-X
N a descrição da orientação dos cristais em chapa laminada de u m material
policristalino, inicialmente define-se um sistema de coordenadas ortogonais (X,Y,Z), que
represente a amostra a ser investigada. Para cada cristal é escolhido u m outro sistema de
39
coordenadas ortogonais (X ' ,Y ' ,Z ' ) , coincidentes com os eixos da rede cristalina. As
orientações dos grãos no policristal são descritas especificando-se as rotações g, que os
eixos cristalinos devem sofrer, para que sejam coincidentes com o sistema da amostra.
Portanto, uma determinada função, f(g), descreve a quantidade de células unitárias que
devem sofrer uma rotação g para que o sistema de coordenadas (X ' ,Y ' ,Z ' ) coincida com o
sistema (X,Y,Z). A rotação g é melhor descrita em fimção dos ângulos de Euler ((p^,^,(^2%
representados na figura 3.4. A fimção f(g) denominada de Função Distribuição de
Orientações (FDO) representa a fração volumétrica de grãos que possuem orientação g.
> Y
Figura 3.4: Definição dos ângulos de Euler.
As FDOs são determinadas a partir de um tratamento matemático dos dados obtidos
por figuras de polo. As figuras de polo são representadas por projeções estereográficas da
distribuição espacial das normais a certas famílias de planos {hkl}, onde cada valor desta
projeção representa a densidade de planos {hkl}, tomando como unidade de medida a
densidade de planos de uma amostra com grãos orientados ao acaso. A projeção é baseada
no sistema de coordenadas referente à amostra, (X,Y,Z), conforme definição anterior.
A partir da FDO é possível calcular o índice J de textura, definido por J=2jf(g)dg.
Para J igual a 1, a amostra não apresenta textura e para J tendendo a infinito, a amostra
aproxima-se de u m monocristal. N a obtenção das FDOs foram processadas quatro figuras
40
de polo incompletas dos planos (110), (200), (211) e (310). As figuras de polo foram
obtidas utilizando-se a radiação K a do cobalto e u m goniómetro automático de textura, a
passos constantes (Aa e A|3) de 5° e ángulo máximo (a^^^) de 70°.
Nestas análises foram feitas as curvas de ruído ("background") e a desfocalização
do feixe para correção destes efeitos. A curva de desfocalização do feixe foi levantada
utilizando-se uma amostra de silício policristalino padrão e escolhendo-se picos de difração
que mais se aproximavam do ângulo no qual foi medida a figura de polo. Os dados de
ruído foram obtidos colocando-se o detetor na posição 29 + A9 com A9 variando de 2 a 3° .
N ã o foi utilizado um padrão físico para normalização das intensidades relativas. N o lugar
disto, foi utilizado um programa, segundo Arce e outros [138], que calcula os valores das
intensidade de amostras ao acaso, baseado nos dados obtidos na amostra texturada.
U m a outra análise da FDO pode ser feita através da avaliação de sua intensidade em
tubo (linha) de distribuição de orientações. Geralmente, são utilizadas linhas onde avalia-se
a variação da intensidade da FDO em uma orientação cristalográficamente orientada. As
componentes de textura, investigadas neste estudo, estão ao longo de linhas de orientação,
conhecidas como fibras. Abaixo estão discriminadas as fibras analisadas neste trabalho:
• Fibra R D ("rolling direction"): paralela à direção de laminação, o valor de f(g) é obtido
ao longo de cj) para (pi = 0° e cpj = 45°.
• Fibra TD ("transverse direction"): transversal à direção de laminação, o valor de f(g) é
obtido ao longo de (j) para cpi = 90° e cpj ~ 45°.
• Fibra N D ("normal direction"): normal à direção de laminação, o valor de f(g) é obtido
ao longo de (pi para (j) =55 e = 45°.
3.3.3 Observações dos Contornos Antifase em Ligas FcjAl por Microscopia Eletrônica
de Transmissão
U m contorno antifase é visível por microscopia eletrônica de transmissão devido às
ondas eletrônicas espalhadas pelos átomos pertencentes a uma subrede em particular em
41
um lado do contomo não estarem em fase com as ondas espalhadas pela mesma subrede do
outro lado do contomo [139]. Na figura 3.5 é mostrado, esquematicamente, um contomo
antifase. A diferença de fase entre os dois lados do contomo antifase é devido ao vetor
deslocamento F e é expressa por:
ÍSf=2n,(AB-CD)/X=2n (k^ r -k.f) = Inr.Ak
O vetor interferência é igual à diferença entre o vetor da onda incidente ( k g ) e
o vetor da onda espalhada (íc) . Os módulos de k^e k são ambos iguais a X'^ A diferença
de fase quando o cristal é orientado pelo ângulo de Bragg (Ak = g ) será ^ = Ing.r . Se r e
g são expandidos em termos de seus componentes nas redes direta e recíproca, a diferença
de fase pode ser avaliada pelos índices u, v e w de f e h, k e l de g, isto é:
(j) = 27r (ha¡ + kã*2 + la¡) (uã^ + vã^ + ) = 27r (hu + kv + Iw). N o caso da liga
desordenada, r é um vetor da rede e a diferença de fase será sempre um número múltiplo
de In para reflexões fundamentais; não ocorrerá interferência destmtiva e os contomos
antifase não serão visíveis. Contudo, o contraste de fase é somente esperado se as reflexões
de superreticulado estiverem atuando, ou seja, a diferença de fase será u m múltiplo inteiro
ímpar de % .
. Con t o m o
Figura 3.5: Diferença de fase devido ao vetor deslocamento r = 27if. A k ) .
42
A magnitude do contraste das reflexões de superreticulado é dependente dos fatores
de estrutura das estruturas ordenadas. O fator de estrutura é dado por:
Fm = Z / « •[27r/(/zM„ + kv„ + lw„) , onde:
/ „ : fator de espalhamento atômico do átomo n;
(m,„ v,„ w„): coordenadas do átomo n;
(h, k, [): índices de Miller do plano atômico.
Os fatores de estrutura das estruturas ordenadas B2 e DO3 nas ligas FcjAl são
mostradas na tabela 3.IV. Nesta tabela são também indicados os planos {h, k, 1} cujas
reflexões comparecem normalmente na estrutura desordenada ( reflexões fundamentais) e
as que comparecem somente se a liga estiver ordenada (reflexões de superreticulado) [140].
Tabela 3.IV: Fatores de estrutura das estruturas cristalinas ordenadas 8 2 e DO3 contendo
átomos de ferro e de alumínio.
TIPO D E S U P E R R E T I C U L A D O
R E F L E X Õ E S DE S U P E R R E T I C U L A D O
R E F L E X Õ E S
F U N D A M E N T A I S B2 F=(fFe-fAi)' h+k+1 ímpar F=(fFe+fA.), h+k+1 par
DO3 F=4(fF(.-fA,), h, k, 1 ímpares
ou F=4(fF,-fA,), h, k, 1 pares
e (h+k+l)/2 ímpar
F=4(3fF(.+fAi), h, k, 1 pares e
(h+k+l)/2 par
Como visto anteriormente, os contomos antifase são visíveis quando a diferença de
fase (^-2ng.r) é um múltiplo inteiro ímpar de n. A estmtura ordenada B2, por ter
estmtura cristalina cúbica simples, todas as raias são permitidas no padrão de difração
eletrônica. Assim sendo, as raias cuja soma dos índices de Miller for um número par, são
decorrentes das reflexões fundamentais. Enquanto que as reflexões de superreticulado que
permitem a visualização dos contomos antifase são aquelas cuja soma dos índices de Miller
é um número ímpar [49].
O vetor deslocamento f para a estmtura B2 (FeAl) é o a o / 2 < l l l > (onde é
parâmetro de rede da estmtura B2), como pode ser observado na figura 3.6, sendo os
43
contomos visíveis para todas as reflexões de superreticulado. Contudo, as reflexões do tipo
(100) são preferidas para observações em campo escuro devido à sua intensidade mais alta.
N a figura 3.7 é apresentado um padrão de difração eletrônica típico da estmtura B2 , para
B = [011], com sua respectiva indexação. N a figura 3.8 é mostrada a imagem em campo
escuro a partir da reflexão de superreticulado (100), evidenciando o contraste dos
contomos dos domínios ordenados do tipo B2.
o — y
' aD/2[lll] 6 -—u
O B F e A L
f e - 0 0 0 A l -
(a)
a ^ O l O ] K r í K / 4 [ l l l ]
a' ó —o 1/2
l X
1/2
<>l/2
(b)
AL = 0 0 0
Figura 3.6: Localização dos átomos de ferro e alumínio nas estmturas do tipo (a) B2 (FeAl)
e (b) DO3 (FcsAl); com seus respectivos vetores deslocamento.
Nas ligas ordenadas DO3 (FcjAl), por ter uma estmtura cristalina cúbica de faces
centradas, as raias permitidas são aquelas cujos índices de Miller são todos pares ou todos
ímpares. Nestas ligas ordenadas do tipo DO3 (Fe3Al) , tem-se dois vetores deslocamento
possíveis, que são do tipo a o / 4 < l l l > ou ao /2<010> (onde a^ é o parâmetro de rede da
estmtura DO3: ao=2afl). Para o vetor deslocamento a o / 4 < l l l > , os contomos antifase são
visíveis quando os índices de Miller forem todos pares e a soma (h+k+l)/2 for ímpar, ou
44
quando todos os índices forem impares. Os contomos antifase do tipo a /2<010> só serão
visíveis quando os índices de Miller forem todos impares [35].
Figura 3.7: Padrão de difração eletrônica, B = [Ol l ] , da liga Fe-24Al-4Cr (%at.) laminada
a quente (1000-800 °C) e tratada termicamente a 800 °C /1 h.
Na figura 3.9 é apresentado um padrão de difração eletrônica típico da estmtura
DO3, para B = [Oll], com sua respectiva indexação. Na figura 3.10 é mostrada a imagem
em campo escuro a partir da reflexão de superreticulado (111), evidenciando o contraste
dos contomos dos dominios ordenados do tipo a /2<010> de estmtura DO3. A figura 3.11
mostra uma imagem em campo escuro a partir da refiexão de superreticulado (222),
evidenciando o contraste dos contomos dos domínios ordenados do tipo a¡)/4<lll>
também de estmtura DO3. Em segundo plano é possível observar também os contomos dos
domínios ordenados do tipo aQ/2<010>, menores do que os do tipo aò/4<lll>. A
viabilidade de observação simultânea dos dois tipos de contomos é devida à escolha da raia
(222), paralela ao plano (111).
45
0,1
Figura 3.8: Microestruüira típica da liga Fe-24Al-4Cr (%at.) laminada a quente (1000-800
°C) e tratada termicamente a 800 °C / 1 h, observadas em campo escuro a partir da reflexão
(100) de estrutura ordenada B2.
Figura 3.9: Padrão de difi-ação eletrônica, B = [ O l l ] , da liga Fe-30Al-0,15Zr-0,2B (%at.)
laminada a quente (1000 °C) e tratada termicamente a 500 °C / 1 h.
46
0,5 \xm
Figura 3.10: Microestrutura típica da liga Fe-30Al-0,15Zr-0,2B (%at.) laminada a quente
(1000 °C) e tratada termicamente a 500 °C / 1 h, observadas em campo escuro a partir da
reflexão (111) de estrutura ordenada DO3.
Figura 3 .11: Microestrutura típica da liga Fe-30Al-0,15Zr-0,2B (%at.) laminada a quente
(1000 °C) e tratada termicamente a 500 °C / 1 h, observadas em campo escuro a partir da
reflexão (222) de estrutura ordenada DO3.
47
4 R E S U L T A D O S
4.1 Ligas Fe-24Al-(0-6)Cr (%at.)
4.1.1 Ensaios Mecânicos
N a tabela 4.1 são apresentados os resultados obtidos em ensaios de tração realizados
a temperatura ambiente para as ligas Fe-24A1, Fe-24Al-2Cr, Fe-24Al-4Cr e Fe-24Al-6Cr
(%at.) laminadas a quente e tratadas termicamente nas condições T T l (800 °C / 1 h) e TT2
(800 °C / 1 h + 500 °C / 9 d). De modo a melhor ilustrar o que ocorre, os dados de limite de
escoamento em função do teor de cromo na liga, são mostrados no gráfico da figura 4 .1 . Da
análise destes resuhados, verifica-se que os maiores valores de limite de escoamento (a^) e
de limite de resistência (gr) ocorreram no material na condição como laminado, para as
quatro composições estudadas. Após o tratamento T T l há um decréscimo nos limites de
escoamento e de resistência, mais pronunciado quanto maior for o teor de cromo presente
na liga. Os materiais na condição TT2 apresentam valores de limite de escoamento e de
resistência um pouco superiores aos obtidos na condição T T l . Quanto aos valores de
alongamento obtidos, nota-se que, em geral, os tratamentos térmicos T T l e TT2 acarretam
uma melhoria nesta propriedade, sendo que os melhores resultados de ductilidade são
verificados na condição T T l , em especial para a composição Fe-24Al-2Cr (%at.).
As variações do alongamento e do limite de escoamento como uma função da
temperatura entre 750 e 900 °C para 1 hora de tratamento térmico são apresentados nas
figuras 4.2 e 4.3 para a composição Fe-24Al-2Cr (%at.). Verifica-se que o máximo valor de
alongamento foi obtido em temperaturas de tratamento térmico próximas a 800 °C. Os
valores de limite de escoamento são reduzidos de 840 MPa na condição como laminada.
•;OW;íSíC UaZUl DE ENFKGIA ^ U C I E A R / S P fPEI
4 8
para valores entre 658 e 616 M P a quando a temperatura de tratamento térmico é aumentada
de 750 para 900 °C.
Tabela 4.1: Efeito dos tratamentos mecanotérmicos no alongamento (s^, [%]), no limite de
escoamento (a^ [MPa]) e no limite de resistência (ctr [MPa]) de ligas Fe-24A1 e Fe-24A1-
(2-6)Cr (%at.) ensaiadas a temperatura ambiente e ao ar.
C O N D I Ç Ã O
Fe-24A1 Fe-24Al-2Cr Fe-24Al-4Cr Fe-24Al-6Cr
C O N D I Ç Ã O Su Su Su ^E Su ^E cJr
LQ 2,4 832 880 2,4 840 900 1,6 853 894 1,1 945 970
T T l 6,2 646 730 7,8 641 737 3,3 525 659 5,2 550 670
TT2 3,8 692 772 4,6 736 818 2,2 604 728 0,8 608 608
LQ- Laminado a quente (10 00-80 0 ° C )
T T l - L Q + 800 ° C / 1 h
TT2- LQ + 800 °C / 1 h + 500 °C / 9 d
1000
900
800
700
eoo.
500.
400-
300-
200-
100-
O-
Como Laminada
Condição T T l
Condição TT2
TBORDECROMD[%at.]
Figura 4 . 1 : Limite de escoamento das ligas Fe-24Al-(0-6)Cr (%at.) em ftmção do teor de
cromo nas três condições investigadas: como laminada; condição T T l (800 °C / 1 h) e
condição TT2 (800 °C / 1 h + 500 °C / 9 d).
49
TEMPERATURA [ ° q
Figura 4.2: Alongamento medido a temperatura ambiente versus temperatura de tratamento
térmico para uma hora de tratamento térmico da liga Fe-24Al-2Cr(%at.).
T E M P E R A R A [ ° q
Figura 4 .3 : Limite de escoamento medido a temperatura ambiente versus temperatura de
tratamento térmico para urna hora de tratamento térmico da liga Fe-24Al-2Cr(%at.) .
50
A superfície de fi-atura típica, observada por microscopia eletrônica de varredura,
dos corpos de prova das ligas Fe-24A1, laminados a quente e tratados termicamente,
ensaiados em tração a temperatura ambiente, é apresentada na figura 4.4. O modo de
fiatura dos corpos de prova ensaiados em tração a temperatura ambiente em todas as
condições, laminados a quente e tratados termicamente (TTl e TT2) , é predominantemente
transgranular por clivagem. Este comportamento é similar para todas as composições
investigadas.
Figura 4.4: Superfície de fi-atura típica dos corpos de prova da liga Fe-24Al-2Cr (%at.)
tratada termicamente na condição T T l e ensaiados em tração a temperatura ambiente.
4.1.2 Caracterização Microestrutural
Independentemente do tratamento térmico empregado nesta etapa do trabalho, T T l
ou TT2, não foi observada nenhuma mudança na microestrutura a partir do material
laminado, a nível de microscopia óptica. Nota-se, isto sim, uma pequena diferença entre os
tamanhos médios de grão para as quatro ligas investigadas. O tamanho médio de grão
determinado nas amostras das ligas Fe-24A1, Fe-24Al-2Cr, Fe-24Al-4Cr e Fe-24Al-6Cr
51
(%at.) na condição laminada a quente foi de 34, 26, 83 e 43 \im, respectivamente. Este
aspecto é ilustrado nas micrografias ópticas das ligas Fe-24Al-2Cr e Fe-24Al-4Cr (%at.) na
condição laminada a quente, apresentadas nas figuras 4.5 e 4.6. U m outro aspecto
importante que pode ser observado nestas micrografias ópticas, é que o material j á aparenta
estar completamente recristalizado no estado laminado. A análise por difratometria de
raios-x mostrou que os materiais, na condição como laminado a quente, estão totalmente
desordenados. O tratamento térmico T T l apresentou, basicamente, uma estrutura mis ta a +
B2, enquanto que o tratamento térmico TT2 induziu no material uma estrutura mista a +
DO3. Este comportamento foi observado nas quatro ligas investigadas.
A análise da microestrutura por microscopia eletrônica de transmissão mostrou que
os materiais na condição laminada a quente têm a microestrutura caracterizada,
basicamente, pela presença de regiões ainda encruadas, contendo elevada densidade de
discordâncias, como mostrado na micrografia da figura 4.7. Todas as ligas investigadas
apresentaram uma microestrutura similar na condição laminada a quente. Portanto, esta
microestrutura observada por microscopia eletrônica de transmissão no material laminado a
quente mostrou que a lgum encruamento permanece nestas ligas, não observado a nível de
microscopia óptica. O padrão de difi-ação eletrônica nesta condição mostrou, a lém das
reflexões da estrutura desordenada a , também a presença das reflexões características da
estrutura cristalina ordenada B2. As reflexões correspondentes da estrutura ordenada B2
são muito fracas, inviabilizando a visualização da imagem em campo escuro desta fase. O
fato das raias características da estrutura ordenada B2 não terem sido observadas por
difi-atometria de raios-x, nas amostras laminadas a quente, pode ser explicado pela pequena
quantidade presente desta fase, imperceptível por esta técnica.
A análise da microestrutura por microscopia eletrônica de transmissão mostrou que
os materiais na condição laminada a quente têm a microestrutura caracterizada,
basicamente, pela presença de regiões ainda encruadas, contendo elevada densidade de
discordâncias, como mostrado na micrografia da figura 4.7. Todas as ligas investigadas
apresentaram uma microestrutura similar na condição laminada a quente. Portanto, esta
microestrutura observada por microscopia eletrônica de transmissão no material laminado a
quente mostrou que algum encruamento permanece nestas ligas, não observado a m'vel de
52
microscopia óptica. O padrão de difração eletrônica nesta condição mostrou, além das
reflexões da estrutura desordenada a , também a presença das reflexões características da
estrutura cristalina ordenada B2. As reflexões correspondentes da estrutura ordenada B2
são muito fracas, inviabilizando a visualização da imagem em campo escuro desta fase. O
fato das raias características da estrutura ordenada B2 não terem sido observadas por
difratometria de raios-x, nas amostras laminadas a quente, pode ser explicado pela pequena
quantidade presente desta fase, imperceptível por esta técnica.
As amostras dos materiais na condição T T l têm xrnia microestrutura parcialmente
recristalizada, constituída de áreas contendo grãos e subgrãos, como ilustrado na
micrografia da figura 4.8A. As regiões contendo a fase B2 são constituídas de domínios
ordenados que podem ser observados em contraste na imagem em campo escuro da figura
4.8B, utilizando a reflexão (100) de superreticulado. As microestruturas nesta condição são
similares para as quatro composições estudadas.
Os tratamentos térmicos a 750, 850 e 900 °C por uma hora das ligas laminadas a
quente induziram uma microestrutra de grãos e subgrãos similar ao observado nas amostras
do material tratado na condição T T l (800 °C / 1 h). Quanto à observação das fases
presentes após estes tratamentos, nota-se imia evolução dos domínios ordenados B2 em
função dos tratamentos térmicos a 750, 800, 850 e 900 °C por 1 hora, como pode ser
observado na figura 4.9, para a liga Fe-24Al-4Cr (%at.). Observa-se que os tratamentos
conduzem a estruturas contendo a fase a desordenada (áreas escuras) e domínios ordenados
B2 (áreas claras). Quando a temperatura de tratamento térmico é aumentada de 750 a 900
°C, o tamanho dos domínios ordenados B2 é fortemente reduzido de um valor de 0,1 p m
para 0,01)xm.
Apesar dos tratamentos térmicos por uma hora e resfriamento na água terem
mostrado uma microestrutura composta das fases a e B2, pela análise por difratometria de
raios-x, pode-se, entretanto, observar também nos padrões de difração eletrônica, as
reflexões do superreticulado DO3, com intensidade extremamente fraca. A formação da
imagem em campo escuro a partir destas reflexões fracas não apresentou definição
suficiente para a observação do domínios ordenados. Contudo, a presença da fase ordenada
53
DO3 nesta condição, da mesma forma que o observado para a ordem B2 , permite concluir
que o resfriamento em água foi também insuficiente para inibir totalmente a ordem DO3.
250|Lim
Figura 4 .5 : Micrografia óptica da liga Fe-24Al-2Cr (%at.) na condição laminada a quente.
V . ' .
Figura 4.6: Micrografia óptica da liga Fe-24Al-4Cr (%at.) na condição laminada a quente.
54
0,5|j.in
Figura 4.7: Microestrutura típica das ligas baseadas no Fe-24A1 %at. na condição laminada
a quente.
Nas amostras na condição TT2, nota-se que a microestrutura parcialmente
recristalizada não é alterada, ou seja, o tratamento térmico adicional a 500 °C / 9 d não
provocou nenhuma alteração notável na estrutura de grãos e subgrãos. Porém, a análise em
campo escuro mostra a presença de domínios ordenados DO3, embebidos n u m a matriz
desordenada a , como ilustrado nas imagens em campo claro e campo escuro obtidas a
partir da reflexão (111), na figura 4.10.
As microestruturas das ligas Fe-24Al-(0-6)Cr (%at.) tratadas termicamente a 800 °C
/ 1 h + 500 °C / 9 d, são mostradas na figura 4 .11 , evidenciando a presença das fase a
(áreas escuras) e DO3 (áreas claras). Para as ligas com zero e 2 %at. Cr (figuras 4.1 I A e
4.1 IB) , a fase DO3 aparece como precipitados levemente esféricos, nucleados
homogeneamente dentro dos grãos da fase a . Quando a quantidade de cromo é aiunentada
para 4 e 6 % (figuras 4.1 IC e 4.1 ID) , o tamanho médio dos domínios ordenados DO3 e a
fração volumétrica da fase DO3 são aumentados, como pode ser observado nos resultados
da tabela 4.II. O aumento do teor de cromo parece induzir a interligação dos domínios de
55
formato esférico. Os resultados indicam que a adição de cromo favorece a ordenação DO3
nas ligas Fe-24 %at. Al .
0,5jim
'•i
(B)
Figura 4.8: (A) Micrografias ilustrativas das ligas baseadas no Fe-24 Al %at. na condição
laminada a quente e tratada termicamente a 800 °C / 1 h observadas em campo claro. (B)
Imagem em campo escuro a partir da reflexão (100) da estmtura ordenada B2 .
56
(A)
Figura 4.9: Microestruturas típicas da liga Fe-24Al-4Cr (%at.) na condição laminada a
quente e tratadas termicamente a (A) 750 °C; (B) 800 °C; (C) 850 °C e (D) 900 °C
observadas em campo escuro a partir da reflexão (100) da estrutura ordenada B2.
57
l i
(B)
Figura 4.10: (A) Imagem em campo claro e (B) em campo escuro a partir da reflexão (111)
de estrutura ordenada DO3, típica das ligas Fe-24 %at. Al tratadas termicamente a 800 °C /
1 h + 500 °C / 9 d.
w s s f c mm^i HE n^EFGiA NUCLEAR/SP ÍPEÍ
5 8
0,2pm
Figura 4 .11 : Microestruturas típicas das ligas baseadas no Fe-24A1 %at. (A) sem cromo e
com adições de (B) 2 %at. Cr; (C) 4 %at. Cr e (D) 6 %at. Cr, tratadas termicamente a 800
°C / 1 h + 500 °C / 9 d, observadas em campo escuro a partir da reflexão (111) de estrutura
ordenada DO3.
59
Tabela 4.II: Tamanho médio e fração volmnétrica dos domínios ordenados DO3 em função
do teor de cromo presente na liga Fe-24Al-XCr (%at.) tratada termicamente na condição
TT2 (800 °C / l h + 500 °C / 9 d).
T E O R D E C R O M O [%at.] T A M A N H O MEDIO DOS
DOMÍNIOS DO3 [nm]
F R A Ç Ã O V O L U M É T R I C A
D A F A S E DO3 [%]
0 7 0 + 1 0 36 ± 5
2 9 0 + 1 5 52 ± 5
4 100 ± 1 2 66 ± 4
6 1 1 0 ± 15 81 ± 8
A análise da textura cristalográfica foi feita nas amostras da liga Fe-24Al-2Cr
(%at.) nas condições laminada a quente, T T l (800 °C / 1 h) e TT2 (800 °C / 1 h + 500° C /
9 d). Nas FDOs em seções constantes de 92 das ligas Fe-24Al-2Cr (%at.) nas condições
T T l e TT2 , mostradas nas figuras 4.12 e 4.13 respectivamente, nota-se basicamente a
presença das mesmas componentes de textura. Destas figuras, foram escolhidas direções
específicas, denominadas fibras, onde foi feita uma análise da textura ao longo destas
direções. As fibras escolhidas para esta análise foram: fibra R D ("rolling direction"), fibra
TD ("transversal direction") e fibra N D ("normal direction"). Nas figuras 4.14-4.16 são
apresentadas as seções das funções distribuição de orientações (FDOs), para as fibras TD
((Pi=90° e 92=45°) e RD ((pi=0° e (p2=45°) em fimção do angulo <|), e N D ((|)=55° e (p2=45°)
em função do angulo cpi, das amostras da liga Fe-24Al-2Cr (%at.) laminada a quente,
tratada termicamente a 800 °C / 1 h ( T T l ) e a 800 ° C / 1 h + 500 °C / 9 d (TT2).
N a análise das figuras 4.14 - 4.16, nota-se que a componente de textura (001)<110>
(figuras 4.14 e 4.15) está presente, com intensidade ligeiramente maior para o material nas
condições laminado e tratado termicamente T T l . A componente (112)<110>, observada na
figura 4 .15, mostra basicamente o mesmo comportamento que a componente (001)<110>.
A presença destas componentes evidencia textura típica de deformação em estruturas
cúbicas de corpo centrado. Além disto, a presença da componente (110)<001> (figura 4.14)
mostra t ambém a existência de textura típica de recristalização de materiais com esta
mesma estmtura cristalina (ccc).
60
Nas amostras tratadas termicamente, T T l e TT2, com estruturas mistas a + B2 e a
+ DO3, respectivamente, além da componente típica de textura de recristalização
(110)<001>, nota-se a presença de outras componentes de textura: (110)<110>,
(112)<111> e (111)<110>. Isto sugere que o material laminado a quente, quando tratado
termicamente nas condições TTl e TT2, não apresenta somente uma textura típica de
recristalização dos materiais com estrutura ccc, mas outras componentes provavelmente
ocasionadas pela ação conjunta da recristalização e da ordenação do tipo B2 e DO3. Como
observado anteriormente, a análise destas fibras confirmou que o tratamento térmico a 500
°C / 9 d (fases presentes: a + DO3) não alterou consideravelmente a textura da amostra
inicialmente laminada a quente e tratada termicamente a 800 °C / 1 h (fases presentes: a +
B2) .
Figura 4.12: Função distribuição de orientações em seções constantes de cpj para a liga Fe-
24Al-2Cr (%at.) tratada termicamente a 800 °C / 1 h.
61
Figura 4 .13: Função distribuição de orientações em seções constantes de cpj para a liga Fe-
24Al-2Cr (%at.) tratada termicamente a 800 °C / 1 h + 500 °C / 9 d.
62
A figura 4.15 (fibra RD) mostra também que o material como laminado apresenta
uma freqüência média da componente (110)<110>, e uma freqüência u m pouco mais
elevada das componentes (001)<110> e (112)<110>. Com o avanço da recristalização, a
freqüência da componente (110)<110> aumenta drasticamente, enquanto que as
componentes (001)<110> e (112)<110> sofrem uma leve queda na freqüência. E m estudo
recente [141], Morris e Gunther mostraram que uma textura significativa pode ser
produzida durante o processamento do material e que pode depender sensivelmente de
fatores tais como: o estado de ordem, as condições de deformação e o grau de recuperação
e de recristalização. Os resultados obtidos por Morris e Gunther para o caso particular de
ligas FejAl desordenadas, e posteriormente laminadas e recristalizadas, apresentaram
características similares às obtidas neste trabalho. Morris e Gunther notaram u m a média
freqüência de pólos (110) e uma alta freqüência de pólos (001) e (112) no material
desordenado e laminado. Com a recristalização, a freqüência de pólos (110) aumentou
fortemente, enquanto que a freqüência dos pólos (001) e (112) diminuíram.
- . — 8 0 0 P a i h A
800Paih+-500Pa9d §
- A — Lam Cliente
9 Figura 4.14: Função distribuição de orientações -Fibra TD (seção 9i=90°, (p2=45°).
63
SOOPC/lh
8 0 0 P C / l h f500Pa9d
- A — Lam Quente
é
Figura 4.15: Função distribuição de orientações -Fibra RD (seção (p,=0°, cp2=45°).
4.0-
3.5:
3.0-
2.5:
2.0:
soopaih
\ 800PC/LHF5(Xfa9d a
- A — Lam QuQYíQ / ' \ ,
À—A
O ' 45 ^ gõ ^ S ^ íòo
Figura 4.16: Função distribuição de orientações -Fibra N D (seção ^=55°, (p2=45°).
64
4.2 Ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.)
4.2.1 Tratamentos Térmicos até 1000 °C por 1 hora
N a figura 4.17 são apresentados os resultados de microdureza Vickers em fimção da
temperatura de tratamento térmico para amostras das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr
(%at.) inicialmente laminadas a quente e submetidas a tratamentos térmicos de 1 hora nas
temperaturas indicadas. Nota-se tuna ausência de variação na microdureza em fimção da
temperatura de tratamento térmico até a temperatura de 500 °C; para temperaturas
superiores a 500 °C, verifica-se um ligeiro decréscimo da microdureza em relação ao valor
como laminado nas ligas contendo cromo. O decréscimo observado é tanto maior quanto
maior for o teor de cromo da liga. Por outro lado, valores ligeiramente menores de
microdureza são observados, para uma mesma condição, quando o teor de cromo da liga é
aumentado.
As micrografias ópticas típicas das amostras laminadas a quente e tratadas
termicamente a 1000 °C por 1 hora são mostradas na figura 4.18. Os tratamentos térmicos
até 1000 °C por 1 hora também não provocaram grandes modificações na microestrutura
presente nas ligas, pelo menos ao nível de metalografía óptica utilizado. O tamanho médio
de grão medido nas amostras das ligas na condição laminada a quente foi de (80 ± 15) p m ,
permanecendo inalterado mesmo depois do tratamento térmico a 1000 °C por 1 hora. Nota
se também nestas figuras, a presença de inclusões alinhadas na direção de laminação.
A observação em detalhe das inclusões na amostra da liga tratada termicamente a
1000 °C / 1 h é mostrada na micrografia da figura 4.19, obfida no microscópio eletrônico
de varredura, utilizando-se elétrons secundários. Uma análise química por energia
dispersiva destas inclusões apresentou somente a presença de zircônio. Provavelmente,
estas inclusões sejam de óxido de zircônio (ZrOj), formadas durante a fusão e com o
processo de laminação a quente foram quebradas e alinhadas. U m detalhe da micrografia
óptica da liga laminada a quente é mostrado na figura 4.20. Nesta figura, a lém das
65
inclusões, pode ser observado partículas de segunda fase. A análise química por energia
dispersiva destas partículas só evidenciaram a presença de ferro e aluminio com
composição próxima da matriz FcjAl. U m a análise específica desta segunda fase não foi
feita neste trabalho. Contudo, baseado nos difratogramas de raios x destas amostras e nos
trabalhos de Marcinkowski e outros [50] e Baligidad e outros [142], tudo indica que esta
fase é a perovisquita de composição FCjAlC.
1 Ô 0 ' 2 ( ! ) 0 ' 3 ( ! ) 0 ' 4 Í 0 ' 5 Ó 0 ' 6 Ò 0 ' 7 < 1 ) 0 ' 8 Ò 0 " 9 Ó 0 KJOO 1100
TEMPERATURA [°q
Figura 4.17: Medidas de microdureza Vickers em fiinção da temperatura de tratamento
térmico (1 hora) das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B sem cromo (M-1); 1,6 %at. Cr (M-2); 2,4
%at. Cr (M-3) e 4,5 %at. Cr (M-4) inicialmente laminadas a quente.
N u m a análise mais detalhada da microestrutura das amostras laminadas a quente e
tratadas termicamente, optou-se por concentrar as investigações nas ligas M-1 (sem cromo)
e M-4 (4,5 %at. Cr), pois representam os casos extremos em termos de composição
química (teor de cromo). As observações por microscopia eletrônica de transmissão de
amostras das ligas M-1 e M-4 como laminadas e tratadas termicamente por u m a hora são
apresentadas nas figuras 4.21-4.23. N a figura 4.21 é observada a microestrutura das
amostras da liga M-1 no estado laminado a quente. Nesta amostra observa-se no interior
66
dos grãos a presença de uma subestrutura de discordâncias oriunda da laminação a quente.
N a s amostras da liga M-1 tratadas termicamente a 500 °C foi t ambém observada uma
subestrutura de discordâncias no interior dos grãos, porém menos intensa, como pode ser
visto na figura 4.22. As microestruturas das ligas M-4 nestas mesmas condições
apresentaram características similares às observadas nas ligas M - 1 . Contudo, enquanto a
microestrutura da amostra da liga M-1 tratada termicamente a 800 °C mostrou imia
recuperação mais branda na estrutura, com formação de subgrãos mais nítidos de tamanho
médio aproximado de 2 p m (figura 4.22A), na liga M-4 os subgrãos j á estão em elevado
estado de decomposição após este tratamento térmico (figura 4.22B).
A análise do estado de ordenação destas ligas foi feita utilizando-se, conjuntamente,
difratometria de raios-x e microscopia eletrônica de transmissão. Novamente a análise foi
feita tomando-se como base as liga M-1 e M-4. A liga M-1 na condição laminada a quente
apresentou, por difratometria de raios-x, raias típicas do estado ordenado do tipo B2, sem
nenhuma indicação da presença de ordem do tipo DO3. À medida que os tratamentos
térmicos por uma hora, a partir de 500 °C, são executados na liga M - 1 , as raias da estrutura
DO3 começam a aparecer, permanecendo até em temperaturas de tratamento de 1000 °C. O
parâmetro de ordem S para as estruturas B2 e DO3 em função do tratamento térmico é
apresentado na tabela 4.III. O parâmetro S para ordem DO3 da liga M-1 varia de 0,63 na
amostra tratada termicamente a 500 °C para 0,80 a 1000 °C, enquanto que para a ordem B2
varia de 0,28 na condição laminada a quente para 0,55 na amostra tratada termicamente a
1000 °C.
A liga M-4 (4,5 %at. Cr) na condição laminada a quente apresentou u m
difratograma similar ao obtido para a liga M-1 na mesma condição, com diferenças
somente no grau de ordem B2 obtido em cada liga. Contudo, a ocorrência das raias típicas
DO3 só foi percebida em temperaturas de tratamento térmico acima de 800 °C. O parâmetro
S para ordem DO3 da liga M-4 varia de 0,47 a 800 °C para 0,48 a 1000 °C, enquanto que
para a ordem B2 varia de 0,52 na condição laminada para 0,71 a 1000 °C, como indicado
na tabela 4.III.
67
(A)
200 [im
^^^^^
^ ^ ^ ^ ^ ^ ^ ^ ^ ^ ^ ^
Figura 4.18: Micrografias ópticas ilustrando as microestruturas típicas das amostras das
ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.) nas condições: (A) laminada a quente e (B)
tratada termicamente a 1000 °C por 1 hora.
68
Figura 4.19: Detalhe da micrografia típica das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.)
laminadas a quente da figura 4.18A, onde observa-se uma segunda fase, provavelmente a
peroviskita (FcjAlC).
(B)
Figura 4.20: Detalhe da micrografia típica das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.)
laminadas a quente e tratadas termicamente a 1000 °C / 1 h (figura 4.18B), observada por
microscopía eletrônica de varredura, mostrando algtmias inclusões à base de zircônio.
69
1 [im
Figura 4 .21 : Microestrutura típica, observadas por microscopia eletrônica de transmissão,
das amostras da liga M-1 (Fe-30Al-0,15Zr-0,2B sem cromo) no estado laminado a quente.
1 \im
Figura 4.22: Microestrutura típica, observadas por microscopia eletrônica de transmissão,
das amostras da liga M-4 (Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-4,5Cr ) laminadas a quente e tratadas
termicamente a 500 °C / 1 h.
70
(A)
1 p m
(B)
Figura 4 .23: Microestruturas típicas, observadas por microscopía eletrônica de transmissão,
das amostras das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B laminadas a quente e tratadas termicamente a
800°C/ lh . (A) liga M-1 (sem cromo); (B) liga M-4 (4,5 %at.Cr).
71
Tabela 4.III: Parâmetro de ordem a longa distância, S, das ligas M - 1 e M - 4 em função da
temperatura de tratamento térmico por uma hora.
LIGA T R A T A M E N T O T É R M I C O S b 2
M-1
L A M I N A D A A Q U E N T E N O 0,28
M-1
500 °C / 1 h 0,63 0,34
M-1
600 °C / 1 h 0,60 0,35
M-1 700 °C / 1 h 0,80 0,54 M-1
800 °C / 1 h 0,73 0,39
M-1
900 °C / 1 h 0,66 0,47
M-1
1000 ° C / 1 h 0,80 0,55
M-4
L A M I N A D A A Q U E N T E N O 0,52
M-4
500 °C / 1 h N O 0,46
M-4
600 °C / 1 h N O 0,53
M-4 700 °C / 1 h N O 0,53 M-4
800 °C / 1 h 0,47 0,65
M-4
900 °C / 1 h 0,43 0,49
M-4
1000 ° C / 1 h 0,48 0,71
N O : Ordem DO3 não observada por difratometria de raios-x.
As observações por microscopia eletrônica de transmissão do estado de ordenação
das ligas M-1 e M-4 tratadas termicamente a 500, 800 e 1000 °C por u m a hora são
apresentadas nas figuras 4.24-4.30. A figura 4.24 representa imia micrografia típica da liga
M-1 tratada termicamente a 500 °C / 1 h, observada em campo escuro a partir da reflexão
(111) da estrutura ordenada DO3. Nota-se a presença de domínios ordenados DO3 ao longo
de toda a amostra com tamanho médio de 0,3 p m .
O tratamento térmico a 800 °C por uma hora da liga M-1 conduz a uma
microestrutura com domínios DO3 de tamanho médio menor (aproximadamente 0,07 p m )
do que o observado na amostra tratada termicamente a 500 °C, como pode ser visto na
72
imagem em campo escuro a partir da reflexão (111) da figura 4.25A. U m detalhe da
micrografia da figura 4.25A é apresentado na figura 4.25B, onde observa-se mais
claramente que somente alguns domínios estão em contraste.
A amostra da liga M-1 tratada termicamente a 1000 °C por uma hora mostrou
basicamente a mesma microestrutura de domínios ordenados da amostra tratada a 800 °C,
com tamanho aproximado de 0,15 pm, como pode ser observado na figura 4.26A. Além
disto, na figura 4.26B é apresentada a imagem em campo escuro a partir da reflexão (222).
Nota-se, além da presença dos domínios DO3, em algumas regiões da amostra, contomos de
domínios B2 de tamanho significativamente maior (=2,5 pm) . Estes contomos de domínios
B2 são provavelmente remanescentes da permanência do material em temperaturas
elevadas.
j-í^ 1 p m
Figura 4.24: Micrografia típica da liga M-1 (Fe-30Al-0,15Zr-0,2B sem cromo), tratada
termicamente a 500 °C / 1 h, observada em campo escuro a partir da reflexão (111) do
ordenado DO3.
73
(B)
0,2 |a,m
Figura 4.25: Micrografias típicas da liga M-1 (Fe-30Al-0,15Zr-0,2B sem cromo), tratada
ten-nicamente a 800 °C / 1 h, observada em campo escuro a partir da reflexão (111) do
ordenado DO3.
".owísio fJilc;c^•;lL DE ENERGÍA WUCLEAR/SP ÍPEI
74
(A)
1 |j,m
0,5 \im
(B)
Figura 4.26: (A) Micrografia típica da liga M-1 (Fe-30AI-0,15Zr-0,2B sem cromo), tratada
termicamente a 1000 °C / 1 h, observada em campo escuro a partir da reflexão (111) do
ordenado DO3. (B) Contraste de contomo de dominio B2 remanescente observado a partir
da reflexão (222).
75
0,8 u m
Figura 4.27: Micrografia típica da liga M-4 (Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-4,5Cr), tratada
termicamente a 500 °C / 1 h, observada em campo escuro a partir da reflexão (111) do
ordenado DO3.
A observação da microestrutura da amostra da liga M-4 tratada termicamente a 500
°C por vmia hora por microscopia eletrônica de transmissão mostrou a presença de
domínios ordenados DO3, como pode ser visto na imagem em campo escuro a partir da
reflexão (111) da fase DO3 da figura 4.27. O tamanho médio dos domínios DO3 é de
aproximadamente 0,2 pm. N a figura 4.28A é apresentada uma outra micrografia da liga M -
4 tratada termicamente a 500 °C, mostrando a imagem em campo escuro a partir da
reflexão (200). Nesta figura observa-se uma densidade considerável de defeitos de
contomos antifase B2, que estão associados a arranjos de discordâncias, como pode ser
notado na imagem em campo claro da figura 4.28B. Estes domímos só foram observados
na amostra M-4 (4,5 %at. Cr) nesta condição (500 °C / 1 h).
Nas figuras 4.29 e 4.30 são apresentadas as micrografias típicas em campo escuro a
partir da reflexão (111) das amostras da liga M-4 tratadas termicamente a 800 e 1000 °C
por uma hora, respectivamente. Nota-se a presença de domínios ordenados DO3 em
contraste, de tamanho médio aproximado de 0,025 e 0,05 p m para as amostras tratadas a
76
800 e 1000 °C, respectivamente. Estas observações são similares às obtidas para a liga M-1
com o mesmo tratamento térmico.
(A)
ff
a t e i l H
^ ^
(B)
1 p m
1 p m
Figiora 4.28: (A) Micrografia tipica da liga M-4 (Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-4,5Cr), tratada
termicamente a 500 °C / 1 h, observada em campo escm-o a partir da reflexão (200) do
ordenado B2, mostrando falhas de contomos de domínios. (B) Imagem em campo claro da
figura 4.28A.
77
< " «tí
Figura 4.29: Micrografias típicas da liga M-4 (Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-4,5Cr), tratada
termicamente a 800 °C / 1 h, observada em campo escuro a partir da reflexão (111) do
ordenado DO3.
Figura 4.30: Micrografia típica da liga M-4 (Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-4,5Cr), tratada
termicamente a 1000 °C / 1 h, observada em campo escuro a partir da reflexão (111) do
ordenado DO3.
78
4.2.2 Tratamentos Térmicos nas Condições T T l (800 °C / 1 h) e TT2 (800 °C / 1 h +
500 °C / 9 d)
N a tabela 4.IV são apresentados os resultados de ensaios de tração a temperatura
ambiente das ligas como laminadas e nas condições T T l (800 °C / 1 h) e TT2 (800 °C / 1 h
+ 500 °C / 9 d). De modo a melhor ilustrar o que ocorre, os dados de limite de escoamento
em função do teor de cromo na liga, são mostrados no gráfico da figura 4 .31 . Nota-se u m
decréscimo nos valores de limite de escoamento e de resistência quando as ligas, na
condição laminada, são tratadas termicamente nas condições T T l e TT2 , quando
comparadas com as ligas como laminadas. Este decréscimo mostrou-se mais acentuado
para as ligas tratadas na condição TT2. Entretanto, a diminuição nos valores de limite de
escoamento e de resistência, induzida pelos tratamentos térmicos, não foi acompanhada por
mudança apreciável na ductilidade das ligas investigadas. O alongamento na condição
laminada foi sempre muito baixo. Exceto para a liga M-3 , o tratamento térmico a 800 °C
por 1 hora (condição T T l ) provocou um leve aumento na ductilidade.
A microestrutura, ao nível óptico, de grãos e subgrãos das ligas tratadas
termicamente a 800 °C / 1 h (TTl ) , figura 4.23, não foi aherada devido ao tratamento
adicional a 500 °C / 9 d (TT2). A liga na condição TT2 apresentou, predominantemente,
uma estrutura ordenada DO3, com parâmetro de ordem, S^Qj , na faixa de 0,70 - 0,80.
Micrografias ilustrativas da superfície de fratura típica dos corpos de prova
ensaiados nestas condições podem ser observadas na figura 4.32. Nas ligas ensaiadas nas
condições laminada e tratada termicamente a 800 °C / 1 h (condição T T l ) , o modo de
fratura observado foi a transgranular por clivagem, como pode ser visto na figura 4.32A.
Por outro lado, a figura 4.32B mostra um modo de fratura misto (transgranular e
intergranular) das ligas tratadas termicamente a 800 °C / 1 h + 500 °C / 9 d (condição
TT2). Observa-se na figura 4.32B alguns grãos que apresentam superfícies típicas de
clivagem, enquanto que outros grãos têm os seus contomos delineados, característicos da
fratura intergranular.
79
Tabela 4.IV: Resultados dos ensaios de tração a temperatura ambiente das ligas Fe-30A1-
0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.), como laminadas e nas condições T T l e TT2.
L IGA CONDIÇÃO LIMITE DE LIMITE D E A L O N G A M E N T O
E S C O A M E N T O RESISTÊNCIA s[%]
[MPa] a , [MPa]
M-1
L A M I N A D A 621 654 0,4
M-1 T T l 506 606 0,9 M-1
TT2 478 536 0,5
M-2
L A M I N A D A 560 614 0,5
M-2 T T l 474 576 1,1 M-2
TT2 346 457 1,3
M-3
L A M I N A D A 497 532 0,4
M-3 T T l 424 424 0,2 M-3
TT2 376 466 0,8
M-4
L A M I N A D A 476 476 0,1
M-4 T T l 391 454 1,0 M-4
TT2 361 410 0,8
100-
0
• ÜDmo Laninada • ODndçãoTTl A CbndiçãoTT2
-r-0 1 ^ • ^
TE0RDEaOvt)[°/(flt.]
Figura 4 . 3 1 : Limite de escoamento das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B(0-4,5)Cr (%at.) em
função do teor de cromo nas três condições investigadas: como laminada; condição T T l
(800 °C / 1 h) e condição TT2 (800 °C / 1 h + 500 °C / 9 d).
80
(A)
(B)
Figura 4.32: Micrografias típicas das superfícies de fratura dos corpos de prova ensaiados
em tração a temperatura ambiente das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B(0-4,5)Cr (%at.) após serem
tratados nas condições: (A) T T l (800 °C / 1 h) e (B) TT2 (800 °C / 1 h + 500 °C / 9 d).
81
4.2.3 Ensaios Mecânicos a Quente
N a figura 4 .33, o limite de escoamento das ligas tratadas termicamente a 800 °C / 1
h é apresentado em fimção da temperatura de ensaio, com taxa de deftjrmação utilizada de
2,2x10'^ s"', para as quatro composições estudadas. Estão incluídos nesta figura os
resultados obtidos por McKamey e outros [72,73], para a liga Fe-30%at.Al e dados do aço
inoxidável tipo AISI 316. O limite de escoamento de todas as ligas Fe-Al da figura 4.33
sofre u m decréscimo nos seus valores até temperaturas na faixa de 250-400 °C. A partir
destas temperaturas, o limite de escoamento aumenta até temperaturas na faixa de 500-600
°C (atingindo um valor de pico). Acima de 600 °C ocorre uma queda brusca no limite de
escoamento com o aumento da temperatura de ensaio. Os resultados de alongamento das
ligas investigadas em função da temperatura de ensaio são apresentados na figura 4.34. As
ligas do presente trabalho começam a apresentar valores de ductilidade relativamente altos
somente acima de 500 °C.
O exame das superfícies de fratura dos corpos de prova de tração mostrou aspectos
semelhantes para as várias ligas ensaiadas numa mesma temperatura. Até temperaturas de
ensaio de 500 °C, as ligas apresentaram uma superfície de fratura completamente
transgranular por clivagem, com aspecto similar à observada nas ligas na condição T T l
ensaiadas em tração à temperatura ambiente (figura 4.32). As micrografias das superficies
de fratura típicas dos corpos de prova ensaiados a 600 e 700 °C são mostrados nas figuras
4.35 e 4.36, respectivamente. Nota-se que o modo de fratura apresentado pelas ligas
ensaiadas a 600 °C foi misto de clivagem e coalescimento de microcavidades. A 700 ° C e
acima, os materiais j á apresentam um modo de fratura totalmente por coalescimento de
microcavidades.
82
600
r-r, 500-
400-
300-
200-
100-
0
—.—M-1 —•—M-2 — A — M - 3
— T — M 4
Fe-30A1[72] Açolnox316[72]
Ò ' l Ó 0 ' 2 Ô 0 ' 3 Ô 0 ' 4 Ó 0 ' 5 Ó 0 ' 6 Ò 0 ' 7 Ó 0 ' 8 ( ! ) 0 ' 9 ( ! ) 0
TEMPERATURA [°q
Figura 4 .33: Limite de escoamento das ligas FcjAl em função da temperatura de ensaio de
tração.
ô 1 2Ò0 ' 3¿0 • 4Í0 ' 5Ò0 • 6Ó0 ' 7Ó0
TEMPERATURA [°q
8Ô0 ' 9Ô0
Figura 4.34: Alongamento das ligas FcjAl em fiinção da temperatura de ensaio de tração.
83
Figura 4 .35: Micrografia típica das superficies de fratura características de corpos de prova
ensaiados a 600 °C das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B(0-4,5)Cr (%at.).
Figura 4.36: Micrografia típica das superficies de fratura características de corpos de prova
ensaiados a 700 °C das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B(0-4,5)Cr (%at.).
84
O resultado do exame por metalografía óptica, da região fi-aturada dos corpos de
prova ensaiados em tração a 600, 700 e 800 °C para a liga M-4 é apresentado nas figuras
4.37, 4.38 e 4.39, respectivamente. O comportamento observado para a liga M-4 foi similar
a todas as outras ligas investigadas nesta etapa do trabalho. N a figura 4.37 (corpos de prova
ensaiados a 600 °C) nota-se a presença de grãos equiaxiais na região mais afastada da
fi-atura. Os grãos mais próximos da região fraturada j á apresentam sinais de deformação,
com alguns grãos adquirindo um formato ligeiramente alongado, como pode ser observado
no detalhe da figura 4 .37B.
Nos corpos de prova ensaiados a 700 °C, figura 4.38, pode ser visto o mesmo tipo
de microestrutura, constituída de grãos equiaxiais nas regiões mais afastadas da fratura. N a
figura 4.38B, nota-se a presença de grãos fortemente alongados de contomos irregulares
(ondulados), nas regiões próximas da fratura. O ensaio de tração a 800 °C também
evidenciou um comportamento similar ao ocorrido a 600 e 700 °C, em regiões distantes da
fratura, como pode ser visto na figura 4.39. Nas proximidades da fratura, figura 4 .39B, j á é
possível observar os novos grãos recristalizados durante a deformação plástica. Detalhes
das figuras 4.38 e 4.39 podem ser observados nas figuras 4.40 e 4 .41 , respectivamente.
4.2.4 Ensaios Mecânicos a Quente - Taxas de Deformação Variáveis
E m todas as curvas tensão-deformação determinadas nos ensaios de tração acima de
600 °C, para as quatro ligas investigadas, mostraram um comportamento usual de tração a
quente de materiais metálicos. U m aumento de tensão até um valor máximo seguido por
u m amolecimento, normalmente associado à recuperação ou à recristalização dinâmica,
dependendo da temperatura de ensaio. Neste estudo, o limite de escoamento e a tensão
máxima (limite de resistência) estão claramente presentes em todos os ensaios executados.
A tensão máxima, ocorre numa faixa de deformações que varia de 1 a 3 %, dependendo da
taxa de deformação e da temperatura de ensaio.
85
LOX -nui .*â>* i>M i s : ^ . 3 0 X
(A) (B)
Figura 4 .37 : Micrografia óptica típica, próximo da região fraturada, de um corpo de prova
ensaiado em tração a 600 °C das ligas Fe-30AL-0 ,15Zr-0 ,2B(0-4,5)Cr (%at.).
86
lOX
è
30X
(A) (B)
Figura 4.38: Micrografia óptica típica, próximo da região fraturada, de um corpo de prova
ensaiado em tração a 700 °C das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B(0-4,5)Cr (%at.).
11
87
•:^.'êmmAmrvkmm l o x i ' « . i mv, :w ^ áSOX
(A) (B)
Figura 4.39: Micrografia óptica típica, próximo da região fraturada, de u m corpo de prova
ensaiado em tração a 800 °C das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B(0-4,5)Cr (%at.).
88
0,3 m m
Figura 4.40: Detalhe da micrografia óptica da figura 4 .2 IB , próximo da região fraturada, de
u m corpo de prova ensaiado em tração a 700 °C das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B(0-4,5)Cr
(%at.).
Figura 4 .41 : Detalhe da micrografia óptica da figura 4.22B, próximo da região fraturada, de
u m corpo de prova ensaiado em tração a 800 °C das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B(0-4,5)Cr
(%at.).
89
Para eliminar o efeito da deformação, o limite de escoamento (0,2 % de deformação
plástica) e a tensão para 2 % de deformação plástica (tensão máxima-notada 02%) foram
selecionados como tensões representativas de cada curva. Deve ser mencionado que esta
tensão máxima (2 %) difere levemente do limite de resistência em tração. Os valores de
e 02% determinados das curvas experimentais, obtidos em ensaios de tração a 600, 700 e
800 °C, utilizando as taxas de deformação de 2,2x10-'; 8,8x10-'; 2,2x10-^; 4,4x10-^ e
8,8x10-^ s \ são apresentados na tabela 4.V.
Os processos de deformação ocorrendo para tensões entre o limite de escoamento e
a tensão máx ima num ensaio de tração à quente têm sua similaridades com aquele que
ocorre durante u m ensaio de fluência. N o primeiro, a taxa de deformação é imposta ao
corpo de prova e a tensão ajusta-se enquanto a deformação continua. N a fluência, a tensão
aplicada ao corpo de prova é mantida constante e a taxa de deformação ajusta-se enquanto
a deformação prossegue. U m a única correlação entre deformação, taxa de deformação,
tensão e temperatura é esperada dos ensaios de tração e de fluência executados sob as
mesmas condições experimentais (mesmo conjunto de valores de s , é , a , T ) .
E m geral, a relação entre a tensão real a e a deformação real s, em materiais
metálicos, depende da taxa de deformação e da temperatura, segundo uma equação geral:
n í Q^
s = A . a - e x p l ^ - ^ J (1)
N a equação (1), Q é a energia de ativação aparente para o processo, R é a constante dos
gases (8,318 J .mor ' .R- ' ) , T é a temperatura absoluta na qual a deformação, A é u m
parâmetro que envolve variáveis microestruturais e n é o parâmetro de sensibilidade da
tensão, que é independente da temperatura [143]. Da equação (1), pode ser obtido que:
ô l o g a
' ^ ' " • • ^ • ^ P)
N a fórmula da tensão em função da taxa de deformação,
a = K.£ '^ (3),
onde m é o parâmetro de sensibilidade à taxa de deformação, m = —. n
90
O valor de m pode ser calculado pela equação:
5 l o g o . . . m = — — r (4)
ô l o g s
Tabela 4.V: Valores de limite de escoamento (a^) e tensão para 2 % de deformação plástica
(^2%) determinados de todas as curvas experimentais, obtidas em ensaios de tração de
corpos de prova das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B(0-4,5)Cr (%at.).
Temp. de 9x10-' S-' 2x10-' S-' 4x10-' s-' 9x10-' S-'
Ensaio
[°C]
Liga CJE ^2%
600 M l 184 184 426 437 416 435 539 539
M 2 156 164 384 397 385 385 488 512
M 3 138 161 434 493 467 515 507 604
M 4 173 191 350 452 446 524 482 576
700 M l 125 140 152 152 257 270 310 329
M 2 85 90 142 145 155 155 269 286
M 3 71 86 232 244 226 241 246 277
M 4 143 143 235 273 249 258 340 370
800 M l 34 36 70 74 78 80 82 104
M 2 28 30 65 66 64 64 95 102
M 3 33 40 94 104 85 89 97 104
M 4 39 45 94 99 107 91 152 171
N a tentativa feita para correlacionar o limite de escoamento e a tensão máxima com
a taxa de deformação ( log a x log é ) e a temperatura de teste ( log a x 1 / T ) para cada liga
independentemente, por meio das equações (2) e (4), os coeficientes de correlação obtidos
foram elevados (=0,99), e os valores dos parâmetros de ajuste determinados, m e Q, não
mostraram qualquer variação significativa que pudesse ser associada com mudanças na
composição da liga. Consequentemente, os dados obtidos de limite de escoamento (a^) e a
tensão para 2 % de deformação plástica máxima (ajo/J, para as quatro ligas investigadas.
91
foram utilizados na determinação do parâmetro da sensibilidade à taxa de deformação, m, e
da energia de ativação aparente, Q; e os gráficos correspondentes são apresentados nas
figuras 4.42-4.45.
Para temperaturas constantes (equação 4), o limite de escoamento e a tensão para 2
% de deformação plástica (figuras 4.42-4.43) mostraram uma forte lei de dependência com
a taxa de deformação imposta ao teste, com o parâmetro de sensibilidade à taxa de
deformação m=0,20±0,01 , em ambas as situações. A dependência do limite de escoamento
e da tensão para 2 % de deformação plástica , para taxas de deformação constantes, com a
temperatura foi correlacionada por uma ninção exponencial (equação 1). Diante disto,
pode-se plotar o logaritmo do limite de escoamento e da tensão para 2 % de deformação
plástica em função do inverso da temperatura absoluta para diversas taxas de deformação,
como apresentado nas figuras 4.44-4.45, onde observa-se uma correlação linear. Dos dados
destas figuras, pode-se determinar uma energia de ativação aparente para o processo de
deformação, Q=(306±25) k J . m o l ' , obtida em ambos os casos.
2.8
2.6-
2.4-
22-
2.0-
1.8-
1.4 J
-8 1 A
Tenperatura
• 600°C
• 700 °C
A 800°C
-5.0 • 4.5 • 4.0 • -3.5 • - i o • - Í 5 ' - l o
Log[TajadeDefomBção/s]
Figura 4.42: Dependência do limite de escoamento (a^), obtidos em ensaios de tração de
corpos de prova das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B(0-4,5)Cr (%at.), com a taxa de deformação
para temperaturas constantes.
92
•4.0 • -Í5 ' -lo Lpg[TajadeDefcrtiBção/s]
Figura 4 .43: Dependência da tensão para deformação plástica de 2 % {c^jvX obtidos em
ensaios de tração de corpos de prova das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B(0-4,5)Cr (%at.), com a
taxa de deformação para temperaturas constantes.
a>a de Defcnraçãa [l/s] 0.00009 0.0022
o.(xm
0.0088
1.00 1.05 100aT[l/K]
1.15
Figura 4.44: Dependência do limite de escoamento (a^), obtidos em ensaios de tração de
corpos de prova das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B(0-4,5)Cr (%at.), com a temperatura de
ensaio para várias taxas de deformação.
m
0.90
TajacfeDrfcrtiBçãb [l/s]
• 0,00009
• 0,0022
A 0,0014
• 0,0088
I.BO lBT IOO(YR[L/K]
1.10 1.15
Figura 4.45: Dependência da tensão para deformação plástica de 2 % (Ojo/J, obtidos em
ensaios de tração de corpos de prova das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B(0-4,5)Cr (%at.), com a
temperatura de ensaio para várias taxas de deformação.
94
5 D I S C U S S Ã O
U m a análise dos resultados mecânicos com base nas observações microestruturais
será feita, buscando compreender como os tratamentos térmicos alteram a microestrutura e
definindo possíveis correlações destas microestruturas com as propriedades mecânicas
obtidas, tanto para as ligas Fe-24 %at.Al quanto para as ligas Fe-30 %at.Al.
Adicionalmente à esta análise, será discutido o efeito do cromo na microestrutura e no
comportamento mecânico destas ligas.
5.1 Influência dos Tratamentos Térmicos e do Teor de Cromo na Recuperação e na
Recristalização
N a análise da microestrutura de grãos e subgrãos nas amostras das ligas Fe-24A1,
nota-se que apesar de não ter sido observada por microscopia óptica nenhuma mudança
entre o material na condição laminado a quente e tratado termicamente até temperaturas de
900 °C por 1 hora, verifica-se, por microscopia eletrônica de transmissão, que ocorreu tmia
recuperação da microestrutura devido a estes tratamentos térmicos. A microestrutura com
regiões ainda encruadas nas amostras laminadas a quente é recuperada, mostrando grãos e
subgrãos mais livres de discordâncias j á no tratamento térmico a 750 °C por 1 hora. O
aumento da temperatura de tratamento térmico até 900 °C não mostrou diferenças
significativas na microestrutura de grãos e subgrãos em relação às ligas tratadas
termicamente a 750 °C.
Os resultados de microdureza mostraram que em tratamentos térmicos acima de 500
°C j á ocorre um amolecimento das ligas Fe-30A1 contendo cromo. A nível de microscopia
óptica, também não foi notada nenhuma diferença na microestrutura de grãos e subgrãos
das ligas devido ao tratamento térmico a 1000 °C por 1 hora, como observado na figura
95
4.18. A ausência de crescimento de grão após tratamentos térmicos das ligas em
temperaturas de até 1000 °C é concordante com os resultados obtidos por Farrel e Munroe
[144]. N u m estudo sobre a cinética de crescimento de grão na liga Fe-30A1, estes autores
verificaram que não há crescimento de grão mesmo após tratamentos térmicos de u m a hora
na temperatura de 1000 °C.
Nas observações por microscopia eletrônica de transmissão, nota-se que as
pequenas diferenças observadas entre as microestruturas na condição laminada a quente e
tratada termicamente a 500 °C por 1 hora não foram suficientes para alterar
significativamente os valores de microdureza obtidos nestas condições. N o s tratamentos
térmicos a 500 °C, as ligas M-1 (sem cromo) e liga M-4 (4,5 %at. Cr) apresentam valores
próximos de microdureza, com microestruturas de grãos e subgrãos muito parecidas, com
possíveis diferenças imperceptíveis num exame geral das amostras. Contudo, enquanto a
microestrutura da amostra da liga M-1 tratada termicamente a 800 °C mostrou uma
recuperação na estrutura, com formação de subgrãos mais nítidos de tamanho médio
aproximado de 2 p m (figura 4.23A), na liga M-4 os subgrãos j á estão em elevado estado de
decomposição após este tratamento térmico (figura 4.23B), justificando os valores de
microdureza obtidos para as duas ligas nesta condição.
A análise dos resultados de microdureza com base nas observações feitas na
microestrutura das ligas M-1 e M-4 indica que o decréscimo ocorrido na microdureza das
ligas contendo cromo, tratadas termicamente em temperaturas superiores a 500 °C, está
relacionado com a remoção do estado de deformação interno oriundo da laminação a
quente. Além disto, este decréscimo de microdureza ocorre mais acentuadamente nas ligas
com teores maiores de cromo, indicando que o cromo parece favorecer a recuperação
destas ligas.
O tratamento térmico na condição TT2 (800 °C / 1 h + 500 °C / 9 d) nas ligas Fe-
24 Al e Fe-30 Al não acarretou nenhuma mudança na microestrutura de grãos e subgrãos em
relação ao material tratado termicamente na condição T T l (800 °C / 1 h). Esta observação
é similar à obfida por Morris e Gunther [141], onde tratamentos térmicos a 570 °C / 8
meses na liga FcjAl não mostraram modificações na microestrutura de grãos e subgrãos.
96
Esta análise permite concluir que 500 °C é urna temperatura muito baixa para provocar
recuperação ou recristalização nas ligas FcjAl.
5.2 Influência dos Tratamentos Térmicos e do Teor de Cromo na Ordenação
As observações da ordenação feitas por microscopia eletrônica de transmissão das
amostras laminadas a quente mostraram a presença de regiões desordenadas a , além da
estrutura ordenada B2. N o caso das ligas Fe-30A1, a presença da fase ordenada B2 j á foi
detectada por difratometria de raios x, enquanto que para as ligas Fe-24A1 esta constatação
só foi possível por difratometria de elétrons. Com relação às ligas Fe-30A1 como
laminadas, era esperado somente o aparecimento da fase ordenada B2 nesta condição, pois
é a fase de equilíbrio pelo diagrama de fases (figura 2.1). As regiões desordenadas a ,
presentes t ambém nesta condição, são provavelmente remanescentes do processo de
conformação mecânica em temperaturas elevadas (1000 °C). A fase estável nas ligas Fe-
24 Al laminadas a quente (800-1000 °C) é a fase desordenada a . A pequena quantidade de
fase ordenada B2 presente nesta condição deve ter ocorrido na passagem pelo campo de
fases a + B2 no resfiriamento.
Com relação ao parâmetro de ordem DO3, S^q^ , na condição de equilíbrio
termodinâmico, seria esperado que variasse continuamente com a temperatura de
tratamento térmico, indo a zero em temperaturas próximas a 550 °C (temperatura de
transição D03->B2). Os resultados de ordenação das ligas Fe-30A1 tratadas termicamente
por 1 hora parecem indicar uma tendência de aumento do parâmetro de ordem DO3 (tabela
4.1) com o aumento da temperatura de tratamento térmico. O aumento do grau de ordem
DO3, mesmo em temperaturas de tratamentos térmicos acima da transição DO3—>B2, pode
ser explicado pelo desenvolvimento da ordem DO3 no resfriamento da amostra a partir de
temperaturas superiores à de transição D03->'B2.
O aparecimento da fase DO3 durante o resfriamento a partir de temperaturas onde a
fase B2 é a fase de equilíbrio, está de acordo com os resultados obtidos por Fromeyer e
97
outros [145]. Estes autores observaram que, mesmo resfriamentos sob taxas extremamente
elevadas, da ordem de 10' K/s, não são suficientes para suprimir a formação da fase DO3.
Isto foi confirmado, neste trabalho, num experimento onde aumentou-se sensivelmente a
taxa de resfriamento (água gelada) a partir da permanência do material na temperatura de
800 °C por 2 horas e mesmo assim pode-se observar as raias características da fase
ordenada DO3. Como o resfriamento das amostras deste trabalho foi feito ao ar, o tempo de
permanência em temperaturas do campo de fases DO3 é maior, obtendo-se assim, valores
relativamente mais elevados de parâmetro de ordem DO3.
N a análise do tamanho dos domínios ordenados DO3, formados em
decorrência dos tratamentos térmicos a 500, 800 e 1000 °C por 1 hora, nota-se u m a mesma
tendência nas ligas Fe-30A1 sem cromo (M-1) e com 4,5 %at. de cromo (M-4). Estas ligas
apresentaram tamanhos de domínios de 0,3 , 0,07 e 0,15 p m para a liga M-1 e 0,15 , 0,025
e 0,05 p m para a liga M-4, devido respectivamente aos tratamentos térmicos a 500, 800 e
1000 °C. N o tratamento térmico a 500 °C, os tamanhos dos domínios são relativamente
maiores nas duas ligas investigadas. Esta temperatura pertence ao campo de fases onde a
fase DO3 é estável, evidenciando que os domínios ordenados DO3, nas ligas tratadas
termicamente a 500 °C / 1 h, tiveram mais tempo para crescer. N o caso das ligas tratadas a
800 e 1000 °C / 1 h, os tamanhos médios dos domínios são menores devido à sua formação
no resfriamento a partir de temperaturas onde a fase estável é a B2 , permanecendo menos
tempo em temperaturas pertencentes ao campo de fases DO3.
A observação dos domínios ordenados por microscopia eletrônica de transmissão,
na liga M-1 tratada termicamente a 1000 °C por 1 hora, mostrou ainda que os domínios B2
têm tamanho muito maior (2,5 pm) que os domínios DO3 (0,05 a 0,3 pm) presentes nesta
amostra (figura 4.26). Os domínios DO3 nesta condição foram formados no resfriamento,
enquanto que os domínios B2 são remanescentes da permanência do material a 1000 °C
por uma hora.
N a análise feita por microscopia eletrônica de transmissão das ligas Fe-30 Al (M-1 e
M-4) tratadas termicamente a 500 °C / 1 h, observou-se uma densidade considerável de
falhas de contomos antifase B2 (figura 4.28A) que está associada a arranjos de
98
discordâncias (figura 4.28B). A deformação acentuada destrói a ordem DO3 e perturba
significativamente a ordem B2, preenchendo o material com falhas de contomos de
domímos antifase. Contudo, a reordenação do material devido ao tratamento térmico em
temperaturas mais baixas (500 °C), ocorre muito rapidamente, sem praticamente apresentar
recuperação ou recristalização. Esta configuração microestrutural já havia sido observada
em estudo recente por Morris e Gunther [141], na liga Fe-28Al-5Cr (%at.) tratadas
termicamente a 500 °C por 2 horas. O tamanho dos domínios ordenados DO3 (0,1-0,15 pm)
obtido por estes autores é da mesma ordem do obtido neste trabalho.
Segundo estes autores a densidade deste domínios defeituosos é determinada mais
pela aniquilação de discordâncias do que pelo crescimento destes domínios. Nos materiais
onde as discordâncias estão imobilizadas e não podem ser aniquiladas, a taxa de remoção
das falhas de contornos dos domínios é muito mais lenta. Em temperaturas superiores de
tratamento térmico (800 e 1000 °C), estas falhas de contomos de domínios antifase não são
observados. Nestas temperaturas, a taxa de aniquilação de discordâncias é considerável,
fazendo com que as falhas de contornos de domínios antifase sejam removidas mais
rapidamente.
-analisando o efeito do cromo na ordenação das ligas Fe-30A1 tratadas
termicamente por 1 hora, nota-se que a adição de cromo diminuiu o parâmetro de ordem
DO3. Esta diminuição vem acompanhada por um aumento no parâmetro de ordem B2.
Diante disto, parece que o cromo teria o efeito de favorecer a ordenação B2 das ligas Fe-
30 Al em detrimento à ordenação DO3. Contudo, deve-se notar que a liga Fe-30 Al sem
cromo (M-1) possui um teor de alumínio ligeiramente menor do que a liga Fe-30 Al com
4,5 %at. Cr (M-4). Este fato deve também ter contribuído para um parâmetro de ordem B2
mais elevado nas ligas M-4.
A comparação da ordenação feita entre as ligas Fe-30 Al e Fe-24 Al tratadas
termicamente mostrou comportamentos distintos entre as ligas FcjAl hipoestequiométricas
e hiperestequiométricas. Enquanto que as ligas Fe-30A1 tratadas termicamente a 800 °C / 1
h apresentam estrutura cristalina ordenada B2 e DO3, as ligas Fe-24A1 apresentam estrutura
cristalina a + B2. Numa análise do diagrama de fases binário em regiões próximas ao
:,orv,;53í.c KAc;G?vn DE ENERGIA NUCLEAR/SF IPÊS
99
FcjAl (figura 2.1 e 2.2 ), nota-se que a fase estável na liga com composição Fe-24 %at. Al
em temperaturas próximas a 800 °C é a fase a (desordenada). A presença da ordenação B2
nas ligas tratadas termicamente a 800 °C / 1 h, não esperada em princípio, deve ter ocorrido
na passagem pelo campo a + B2 no resfriamento.
A microestrutura observada, com diferentes tamanhos de domínio para a liga Fe-
24Al-4Cr (%at.) tratada termicamente a 750, 800, 850 e 900 °C, é resultante do fato do
tratamento térmico ter sido interrompido pelo resfriamento em água a partir de diferentes
regiões do diagrama de fases. Os tratamentos térmicos em temperaturas de 750 e 800 °C
apresentaram domínios ordenados maiores do que em temperaturas maiores (850 e 900
°C). Pelo diagrama de fases binario, a liga Fe-24A1 estaria no campo de fase desordenada
a , nas quatro temperaturas de tratamento térmico investigadas. Entretanto, a adição de
cromo favoreceu a ordenação B2, provavelmente pela deslocamento dos campos de fase
B2 (figura 2.2). Fortnum e Mikkola [146] e Kral e outros [147] verificaram, em seus
trabalhos, que a adição de cromo eleva a temperatura de transição DO^-^Bl, deslocando os
campos de fase do diagrama de fases Fe-Al.
Coerentemente com o que ocorre nas ligas Fe-30A1, onde o cromo favorece a
ordenação B2, o aumento do teor de cromo na liga Fe-24A1, favorece a ordenação DO3,
resultando em tamanhos de domínios maiores e maior fração volumétrica). Estes dois
comportamentos distintos parecem indicar a mesma tendência, onde o cromo ocupa as
posições cristalográficas nas estruturas ordenadas B2 e DO3 em substituição ao alumínio,
deslocando os campos de fases do diagrama de fases binario Fe-Al, como citado acima
[146,147]. Ass im sendo, a adição de cromo nas ligas hipoestequiométricas favorece a
ordem B2, enquanto que nas ligas hiperestequiométricas favorece a ordenação DO3. De
uma maneira geral, nota-se que o tipo de ordem presente (B2 ou DO3), o parâmetro de
ordem, S, e o tamanho e a fração volumétrica dos domínios ordenados observados são
basicamente dependentes da temperatura de tratamento térmico e de que forma os vários
campos de fase do diagrama Fe-Al com diferentes adições de cromo são cortados.
100
5.3 Influência dos Tratamentos Térmicos e do Teor de Cromo na Ductil idade à
Temperatura Ambiente
Com relação à ductilidade das ligas FcjAl investigadas neste trabalho, nota-se que
as ligas Fe-24A1 apresentam, em geral, melhores resultados de alongamento a temperatura
ambiente do que as ligas Fe-30A1. A razão pela qual isto ocorre parece estar relacionada ao
histórico do processo e ao conteúdo de carbono mais elevado nas ligas Fe-30 %at. Al
(0,058 % em peso) do que nas ligas Fe-24A1 (0,014 % em peso). Segundo uma análise feita
por Kerr [105], uma combinação do histórico do processamento e um conteúdo mais
elevado de carbono pode ocasionar a precipitação de carbonetos e, consequentemente,
diminuir significativamente a ductilidade do material.
O estudo feito por Kerr teve origem na tentativa de explicação da discrepância nos
modos de fratura obtidos de trabalhos mais recentes feitos por Mendiratta e outros
[98,102,103] e os estudos anteriores feitos por Marcinkowski e outros [50]. O estudo
conduzido por Mendiratta mostrou a ocorrência de um modo de fratura sempre
transgranular por clivagem nas ligas FcjAl consolidadas por extrusão a partir de pós
solidificados rapidamente e alongamento a temperatura ambiente de 8 %. Enquanto
Marcinkowski , em seu trabalho, observou um modo de fratura misto, exibindo
componentes de fratura transgranular por clivagem intergranular, para as ligas Fe3Al com
composição estequiométrica e hiperestequiométricas, ordenadas DO3. Marcinkowski
t ambém verificou a presença de partículas de segunda fase identificadas como FcjAlC
(perovisquita) e alongamento de aproximadamente 2 %. Kerr, a partir da liga utilizada por
Marcinkowski, que apresentava fratura mista (transgranular e intergranular), executou
descarbonetações, reduzindo o teor de carbono da liga de 500 (0,05 % em peso) para 50
ppm (0,005 % em peso), que acarretaram em uma mudança no modo de fratura para
totalmente transgranular por clivagem, com aumento pronunciado da ductilidade da liga.
No presente trabalho, em condições similares às de Marcinkowski, também foi
observado um modo de fratura misto na condição TT2, 800 °C / 1 h + 500 "C / 9 d (figura
4.32B). Na figura 4.19 nota-se a presença de partículas de segunda fase que podem ser
101
carbonetos, conforme descrito nos resultados. Para a liga Fe-24A1, a fratura observada na
condição TT2 é somente transgranular por clivagem, não sendo observados carbonetos.
Assim sendo, o modo de fratura obtido nesta condição associado à baixa ductilidade da liga
Fe-30 %at. Al deve estar relacionado a ação conjunta do tratamento térmico a 500 °C / 9 d
e ao teor mais alto de carbono em relação à liga Fe-24 %at. Al . Em trabalho recente,
Baligidad e outros [142] também observaram a fase FcjAlC na liga Fe-28Al-5Cr-0,2C
(%at.) e argumentaram que a presença desta fase diminui a difusividade do hidrogênio
nestas ligas, reduzindo a susceptibilidade à fragilidade ambiental. Baligidad e outros não
analisaram o modo de fratura da liga. Porém, uma redução da susceptibilidade à fragilidade
ambiental pode levar o material a apresentar uma resistência maior à fratura transgranular.
Esta proposição explicaria aceitavelmente a mudança no modo de fratura para parcialmente
intergranular nas ligas onde a fase Fe3AlC está presente.
Os maiores valores de alongamento em ensaios de tração a temperatura ambiente
foram obtidos nas ligas Fe-24A1 tratadas termicamente a 800 °C / 1 h (condição T T l ) . A
melhoria da ductilidade a temperatura ambiente nesta condição não pode ser atribuída
exclusivamente às mudanças na microestrutura de grãos e subgrãos entre o material
laminado a quente e o tratado termicamente na condição T T l . Se esta fosse realmente a
causa da melhoria da ductilidade destas ligas, seria esperado que o material tratado
termicamente na condição TT2 (TTl + 500 °C / 9d) também apresentasse os bons
resultados de ductilidade, pois o tratamento a 500 °C / 9d não provocou modificações na
microestrutura de grãos e subgrãos do material. A não modificação da microestrutura de
grãos e subgrãos do material parcialmente recristalizado (800 °C / 1 h) devido a
subsequentes tratamentos térmicos por longos tempos nas temperaturas onde o DO3 é
formado, foi também observada por Morris e Gunther [141].
Segundo os trabalhos de McKamey e outros [127-131], a melhoria da ductilidade
das ligas Fe3Al laminadas a m o m o (último passe de laminação a 600 °C) e tratadas
termicamente entre 700 e 800 °C por imia hora, estaria relacionada ao fato de uma
microestmtura parcialmente recristalizada de grãos alongados conter uma menor
quantidade de contomos de grãos, dificultando a difusão do hidrogênio para a ponta da
trinca. Contudo, as argumentações fomecidas por McKamey para a melhoria da
102
ductilidade, não podem ser aplicadas neste trabalho, pois apesar das ligas Fe-24A1 estarem
também parcialmente recristalizadas na condição de melhor ductilidade, a microestrutura
não é caracterizada por grãos alongados. Além disto, em trabalho recente, Morris e Gunther
[141], variaram a taxa de deformação em ensaios de tração a temperatura ambiente e
verificaram que não ocorreu nenhuma influência na ductilidade das ligas. Esta constatação
foi utilizada por estes autores para deduzir que o ataque ambiental não é a razão para a
baixa ductilidade.
A presença de cromo não teve nenhum efeito significativo na melhoria da
ductilidade das ligas deste trabalho. Embora a melhor condição de ductilidade obtida
ocorreu com a adição de 2 %at. de cromo na liga Fe-24 %at.Al, nenhum efeito sistemático
de melhoria da ductilidade foi observada devido às adições de cromo. A possibilidade do
cromo atuar no sentido de também evitar a difusão do hidrogênio para o interior do
material pela formação de uma camada de óxido de cromo, propostas por McKamey e
outros [127-131], não ficou caracterizada neste trabalho. Além disto, McKamey e outros
observaram que o cromo provoca uma mudança no modo de fratura de totalmente cl ivagem
para misto de clivagem e intergranular. Esta mudança decorrente do aumento da resistência
à clivagem pelo cromo e, consequentemente, melhoria da ductilidade, não foi observado
neste trabalho.
Como mostrado na análise da textura cristalográfica da liga Fe-24Al-2Cr (%at.),
não há praticamente mudança nas componentes de textura e na sua intensidade entre as
amostras das ligas tratadas termicamente nas condições T T l e TT2. Portanto, a melhor
ductilidade apresentada nas ligas na condição T T l não pode ser atribuída à textura
cristalográfica, pois seria esperado que a ductilidade se mantivesse nas ligas na condição
TT2.
A explicação mais adequada para a melhoria da ductilidade a temperatura ambiente
das ligas Fe-24 Al devido ao tratamento térmico T T l (800 °C / 1 h) parece estar relacionada
com a estrutura cristalina presente nesta condição (a+B2) . Segundo as indicações de
Morris e Gunther [148], seria possível obter uma melhoria da ductilidade do material, com
uma estrutura cristalina mista a + B2, pela manutenção dos pares de discordancias
103
acopladas, aumentando a ordem B2. Estas modificações seriam mais viáveis num sistema
ternário Fe-Al-X.
As investigações feitas no presente trabalho não permitiram concluir qual é
exatamente o micromecanismo responsável pela melhoria de ductilidade observada: se a
possibilidade de u m número maior de sistemas de escorregamento independentes atuando
simultaneamente, se a mudança na configuração das superdiscordancias ou se por outro
motivo qualquer. Este trabalho não se aproñmdou no estudo das discordâncias, por
microscopia eletrônica de transmissão, nestas ligas. U m a análise mais circunstanciada
sobre as causas da fi-agilidade nestas ligas passa necessariamente pelo estudo sugerido
acima.
5.4 Influência dos Tratamentos Térmicos e do Teor de Cromo no Limite de
Escoamento à Temperatura Ambiente
N a figura 5.1 são colocados, num mesmo gráfico, os valores de limite de
escoamento em fimção do teor de alumínio obtidos neste trabalho e de vários outros
autores (compilados por Vedula [149]), para as ligas Fe-Al sem adição de cromo. Nota-se
nesta figura que os resultados obtidos neste trabalho apresentam uma boa concordância
com os valores da literatura. As diferenças apresentadas nos valores de limite de
escoamento obtidos para u m a mesma composição estão relacionadas ao fato de cada liga
ter sofrido processamentos diferentes, que não foram indicados pelo autor da compilação.
Os tratamentos térmicos por uma hora a partir da condição laminada a quente
provocaram em todas as ligas estudadas (Fe-24 Al e Fe-30 Al) uma redução no limite de
escoamento, em relação ao material laminado a quente. Esta redução, também observada
por Sanders e outros [150] na liga Fe-28Al-5Cr,está relacionada basicamente com a
ocorrência de a lguma recuperação da microestrutura do material laminado a quente. O
tratamento térmico a 800 °C / 1 h (condição T T l ) , tanto nas ligas com 24 %at. quanto nas
ligas com 30 %at. de alumínio, o ligeiro decréscimo nos valores de limite de escoamento
104
deve-se, possivelmente, à formação da estrutura a + B 2 (imperfeito), ligas Fe-24A1, e B2 +
DO3, ligas Fe-30A1.
900
o
800-
700-
600-
500-
400-
300-
200-
100ki
O
• o A
V
O
+ X
P. Mor^deoiíros IS/fcKaneyeoilros Skkaeoitros ^keseBartpfîeld Leamy e Kaysa-IVfeidrattaeoiíros Presaite trabalho
o •
í o
A
A r
A
o o
X X
Teor de Aluminio [%]
35
Figura 5 .1: Valores de limite de escoamento em fimção do teor de aluminio obtidos por
vários autores para ligas Fe-Al e compilados por Vedula [149].
O tratamento térmico a 500 °C / 9 d (TT2), a partir da condição T T l , provocou mn
acréscimo no limite de escoamento das ligas Fe-24A1 e um decréscimo nos valores de
limite de escoamento das ligas Fe-30A1, quando comparados com a condição T T l . A
explicação para a modificação dos valores de limite de escoamento nas ligas Fe-24A1 e Fe-
30A1 tratadas termicamente a 500 °C / 9 d (TT2) a partir da condição T T l (800 °C / 1 h)
não pode ser associada às mudanças na microestrutura de grãos e subgrãos, pois estas não
ocorreram devido ao tratamento térmico na condição TT2. A não modificação da
microestrutura de grãos e subgrãos do material tratado termicamente a 800 °C devido a
subsequentes tratamentos térmicos por longos tempos nas temperaturas onde o DO3 é
formado, foi também observada por Morris e Gunther [141]. Portanto, a diferença
microestrutural entre as duas condições foi a estrutura cristalina presente nas ligas.
105
Enquanto que as ligas Fe-30 Al na condição TTl apresentaram imia estmtura mista
DO3 + B2, na condição TT2 as ligas Fe-30 Al apresentaram uma ordenação
predominantemente DO3. Nos estudos feitos por McKamey e outros [72,73], em ligas Fe-
28 Al, verifica-se um comportamento similar ao obtido neste trabalho, nas ligas Fe-30 Al,
com um decréscimo nos valores de limite de escoamento devido à obtenção de uma
estmtura cristalina predominantemente DO3. N o caso das ligas Fe-24 Al ocorre um
comportamento diferente quando o material é submetido a longos tratamentos térmicos a
500 °C. A liga Fe-24A1, tratada termicamente nesta temperatura, não apresenta uma
estmtura cristalina predominantemente DO3, mas sim uma mistura de a (desordenado) e
DO3. Esta estmtura cristalina é responsável pelo aimiento do limite de escoamento das ligas
Fe-24A1 tratadas termicamente nesta condição. Park e outros [151] também observaram
que as ligas Fe-24A1 são susceptíveis ao endurecimento mecânico devido a formação da
estmtura cristalina com duas fases. Estes autores mostraram também que u m a re-
precipitação da fase a (desordenada) na microestmtura inicialmente a + DO3 provoca u m
prommciado endurecimento adicional.
Como visto anteriormente, o cromo favorece a ordenação DO3 nas ligas Fe-24A1,
fazendo com que os domínios passem, de precipitados levemente esféricos nucleados
homogeneamente dentro dos grãos da fase a , a partículas interligadas. A interligação dos
domínios ordenados DO3 acarreta u m amolecimento da liga Fe-24A1 com 4 e 6 %at. de
cromo em comparação com a microestmtura composta da fase ordenada DO3 precipitada na
fase desordenada a das ligas com até 2 %at. de cromo.
Em trabalhos recentes [148,152,153], três mecanismos de deformação são
analisados na tentativa de explicar a deformação de ligas hipoestequiométricas Fe3Al com
estmtura cristalina a + DO3: o mecanismo de Orowan, o mecanismo de cisalhamento de
partículas ordenadas DO3 e o mecanismo de escorregamento cmzado.
Estes mecanismos serão analisados, tentando adaptá-los aos resultados
obtidos neste trabalho nas ligas Fe-24A1 com estmtura cristalina a + DO3. N o mecanismo
de Orowan, imia discordância unitária na fase desordenada a , com vetor de Burgers
a ô / 4 < l l l > , curva-se e ultrapassa uma partícula da fase ordenada DO3. A tensão de
106
Orowan, O o r , necessária para curvar a discordância e fazê-la passa por entre duas partículas
ordenadas através dos canais desordenados pode ser calculado pela equação:
= m ( p b / 2 7 t À ) l n ( ( j ) / 2 b ) , onde:
m: fator de Taylor;
p : módulo de cisalhamento;
b : vetor de Burgers;
(|): tamanho das partículas ordenadas;
X: largura do canal de separação das partículas.
A largura do canal, X, pode ser medida diretamente das micrografias ou calculado pela
equação: X = 0,7\.^.y[f^, se a fração volumétrica (Q da fase ordenada for pequena. O
tamanho das partículas ordenadas, (j), pode também ser determinado pela equação:
{t) = l/VN7, onde Ns é o número de partículas por unidade de superfície do plano de
cisalhamento. Os valores de X, e de (j) obtidos foram 50 nm e 680 run, respectivamente. O
valor da tensão de Orowan determinada neste trabalho, para as ligas Fe-24A1 tratadas
termicamente a 500 °C / 9 d, foi de 1,07 GPa. Este valor da tensão de Orowan está próximo
dos valores obüdos por Morris e Gunther [148], para a liga Fe-22,7 %at. Al. Morris e
Gimther obtiveram 2,2 e 0,3 GPa para a liga Fe-22,7 Al tratada termicamente a 450 e 500
°C por 10 días, respectivamente. O valor da tensão de Orowan, determinada neste trabalho
é muito maior do que os valores de limite de escoamento obtidos experimentalmente.
Portanto, o mecanismo de Orowan não pode ser utilizado para explicar os resultados
experimentais de limite de escoamento obtidos neste trabalho.
N o mecanismo de cisalhamento das partículas ordenadas, a tensão para
cisalhamento da partícula ordenada pode ser defínida pela equação:
a = ( m / b ) f . y . S ^ o n d e :
m: fator de Taylor;
b : vetor de Burgers;
y: energia do contomo antifase;
S: grau de ordem.
Neste caso, dois processos podem ser considerados: uma discordância unitária na fase
desordenada ou um par de discordâncias acopladas. E m ambos os casos, o vetor de Burgers
107
é 1/4<111>, as tensões de cisalhamento para a discordância unitária e para o par de
discordâncias são dadas, respectivamente, pelas equações a j = ( m / b ) . f y . y j . S j e
CTn = ( m / 2 b ) . f . ^ , . Y ü . S í í , o n d e :
m: fator de Taylor;
Yi e energia do contomo antifase no estado ordenado das falhas produzidas pela
discordância unitária e pelo par de discordâncias, respectivamente;
S, e S„: parâmetro de ordem B2 e DO3, respectivamente;
f ,: fração volumétrica do material ordenado.
N a comparação entre as ligas Fe-24A1 sem cromo e Fe-24Al-4Cr, tratadas termicamente na
condição TT2 (800 °C / 1 h + 500 °C / 9 d), nota-se que a adição de 4 %at. de cromo
provocou um aumento na fração volumétrica da fase DO3 de 35 para 70 % e uma redução
de 50 % na energia de contomo antifase, segundo McKamey e outros [153]. Comparando-
se então as tensões de cisalhamento para a liga Fe-24A1 sem cromo, CTQ, e para a liga Fe-
24Al-4Cr, CT4, segundo o mecanismo de um par de discordâncias cisalhando o material
ordenado DO3, obtém-se: ( a Q / a 4 ) = (f^o / fv4 )• (Y iio ^ YII4 )• 110 / S ¡[4) • Utilizando-se os
dados apresentados acima, ( q q / a 4 ) = ( 0 , 3 5 / 0 , 7 0 ) . ( 2 / l ) . ( S j o / S f i 4 ) =>
( G Q / CT4) = (Sjjo / Sf i4) . Como o termo (Sfjo / S114) é menor do que um, a razão entre as
tensões (CTQ / 0 4 ) , obtida neste trabalho, é maior do que a unidade, ou seja, a liga contendo
4 %at. de cromo apresentaria um limite de escoamento superior à da liga sem cromo,
contrariamente ao observado experimentalmente. Assim sendo, o mecanismo de
cisalhamento de partículas também não pode ser utilizado para descrever a movimentação
de discordâncias nas ligas Fe-24A1 com estmtura a + DO3.
A terceira proposta, sugerida por McKamey e outros [153], para o mecanismo de
deformação das ligas Fe-28A1 com adições de até 6 %at. de cromo, tratadas termicamente a
800 °C / 1 h + 500 °C / 7 d, seria o escorregamento cmzado. Este mecanismo de
movimentação das discordâncias, segundo McKamey, tem uma forte dependência da
configuração das superdiscordancias nas ligas Fe3Al. Uma redução na energia do contomo
antifase, y, acarreta um aumento na distância que separa as discordâncias parciais,
resultando na dissociação das superdiscordancias. Por intermédio de observações por
microscopia eletrônica de transmissão, estes autores observaram que o cromo provoca uma
108
diminuição da energia de contomo antifase das superdiscordancias móveis ( a ò / 4 < l l l > ) ,
acarretando uma dissociação das discordâncias parciais nas superdiscordancias. Portanto, a
diminuição do limite de escoamento com o aumento do teor de cromo na liga está
relacionado à maior facilidade de ocorrência do escorregamento cmzado devido à
dissociação das superdiscordancias. Este mecanismo que envolve dissociação das
superdiscordancias explica razoavelmente bem o que ocorre com as ligas investigadas
neste trabalho com relação ao efeito do cromo no limite de escoamento.
5.5 Comportamento Mecânico em Temperaturas Elevadas
Os resultados de ensaios de tração a quente das ligas Fe-30 Al mostraram
claramente que, de u m modo geral, o limite de escoamento destes aluminetos de ferro é
sempre maior do que o do aço inoxidável tipo AISI 316 até a temperatura de
aproximadamente 760 °C, ilustrando o alto potencial destes materiais. Nota-se também um
comportamento similar entre as curvas de limite de escoamento em função da temperatura
de ensaio de tração obtidas neste trabalho com as de McKamey [72,73].
As ligas do presente trabalho começaram a apresentar valores de ductilidade
relativamente altos somente acima de 500 °C, o que explica a boa habilidade de
conformação a quente destes materiais. Verifica-se novamente um comportamento similar
entre as curvas de alongamento em função da temperatura de ensaio de tração obtidas neste
trabalho com as de McKamey [72,73]. Entretanto, apesar dos bons resultados de limite de
escoamento obtidos até aproximadamente 600 °C, a ductilidade abaixo de 400 °C necessita
ainda ser substancialmente melhorada.
A comparação das figuras 4.35 e 4.36, com a figura 4.32A, permite verificar a
ocorrência de uma mudança no modo de fratura de clivagem, nos corpos de prova
ensaiados a temperatura ambiente (figura 4.32A) para fratura por coalescimento de
microcavidades no corpo de prova ensaiado em temperaturas acima de 700 °C (figura
4.36). Nos ensaios em temperaturas intermediárias ocorre um modo de fratura misto
109
(clivagem e coalescimento de microcavidades), como pode ser observado na figura 4.35. A
ductilidade das ligas estudadas mostrou uma forte dependência com a temperatura de
ensaio e consequentemente com os micromecanismos de fratura atuantes, sendo que os
maiores valores de alongamento foram obtidos quando a fratura por coalescimento de
microcavidades predomina. Estes resultados são similares aos obtidos por Mendiratta e
outros [88] e Knibloe e outros [143] para ligas FcjAl binárias e contendo cromo.
Com relação ao aspecto das curvas tensão-deformação determinadas nos ensaios de
tração acima de 600 °C, para as quatro ligas investigadas, o endurecimento que ocorre
acima do limite de escoamento até a tensão máxima está associado aos efeitos do
desbalanceamento das taxas de multiplicação e aniquilação de discordâncias. N o máximo
valor de tensão, acredita-se que as taxas são equalizadas e a partir deste ponto, a
aniquilação de discordâncias começa a predominar, conduzindo a um contínuo decréscimo
n a tensão até a ruptura do corpo de prova. Dependendo da taxa de deformação e da
temperatura de ensaio utilizados, as ligas exibem um comportamento plástico não
uniforme, uma vez ultrapassada a tensão máxima, caracterizada por ondulações na curva
tensão-deformação. U m comportamento similar tem sido observado em uma ampla faixa
de ligas e é usualmente atribuído à recristalização dinâmica.
N a análise da microestrutura óptica dos corpos de prova ensaiados em tração em
temperaturas elevadas, nota-se que a microestrutura não parece apresentar grandes
modificações nas regiões mais afastadas da fratura do corpo de prova para as três
temperaturas empregadas (600, 700 e 800 °C). Entretanto, na região próxima à fratura os
corpos de prova apresentam microestruturas distintas para as três temperaturas de ensaio.
Nos corpos de prova ensaiados a 600 °C, figura 4.37, os grãos apresentam um aspecto
ligeiramente alongado, devido à deformação plástica. Nos corpos de prova ensaiados a 700
°C, figura 4.38B, pode ser vista uma microestrutura constituída de grãos fortemente
alongados de contomos irregulares (ondulados), decorrente de um processo de deformação
mais intenso. Contudo, no detalhe mostrado na figura 4.40, nota-se que estas
irregularidades nos contomos de grãos (partes côncavas e convexas), eventualmente irão se
separar do grão original e se transformarão em pequenos novos grãos. Observa-se também
nesta figura que pequenos novos grãos equiaxiais j á se formaram dentro dos grãos
110
originais. Os grãos formados após a deformação plástica serão mais finos ( s20 p m ) e
equiaxiais. Nas proximidades da firatura dos corpos de prova ensaiados a 800 °C, figura
4 .41 , j á é possível observar a presença de novos grãos recristalizados durante a deformação
plástica.
A análise microestrutural dos corpos de prova ensaiados até a fratura permitiu
visualizar uma correlação direta entre a ocorrência de recristalização dinâmica e o caráter
ondulado do escoamento plástico, uma vez ultrapassada a resistência máxima. De u m
modo geral, a ocorrência de recristalização dinâmica tende a resultar em uma
microestrutiora com novos grãos livres de deformação, formados na seção reduzida do
corpo de prova de tração, como observado neste trabalho. Baker e outros [155] também
relataram a ocorrência de recristalização dhiâmica em ligas Fe-Al baseado nas observações
metalográficas da seção reduzida dos corpos de prova ensaiados em tração.
O parâmetro de sensibilidade à taxa de deformação, m, obtido de ensaios de tração
a quente, pode ser relacionado ao parâmetro de sensibilidade à tensão, n, usualmente obtido
nos ensaios de fluência em faixas intermediárias de tensões pela relação m = l / n . O valor
obtido para o parâmetro de sensibilidade da taxa de deformação, m=0,20 , na presente
investigação foi da mesma ordem dos valores 0,14-0,22 obtidos por Knibloe e outros [143],
para ligas FcjAl contendo 2 e 5 % de cromo, elaborados por metalurgia do pó ; e por Rabin
e Wright [154], para o Fe^Al contendo 5 % de cromo, obtido por intermédio da síntese por
combustão.
O valor do parâmetro de sensibilidade da taxa de deformação de 0,20 permite dizer
que, apesar dos valores elevados de alongamento nas ligas ensaiadas a 800 °C (> 100 % ) ,
não ocorre deformação superplástica. O parâmetro de sensibilidade da taxa de deformação
mínimo normalmente encontrado no comportamento superplástico é de 0,5, indicando uma
deformação por deslizamento dos contomos de grãos. A outra condição para
comportamento superplástico é um tamanho de grão reduzido, abaixo de 10 pm. As ligas
Fe-30 Al investigadas neste estudo têm um tamanho médio de grão maior (> 40 pm) .
1 1 1
o valor equivalente n=5, deduzido dos valores de m obtidos neste trabalho,
pertence ao intervalo de valores de n entre 3,5 e 7,7 obtidos por McKamey e outros [118], e
entre 4,6 e 6,0 obtidos por Lawley e outros [57], em estudos de fluência executados para o
Fe-28A1. Contudo, o valor de n=5 difere do valor obtido de 3,7 por Sastry e Sudar [155].
Nestes casos, o mecanismo de deformação em temperaturas elevadas são determinados
pela natureza das discordâncias no reticulado ordenado e pelo estado de ordem. U m valor
de n=5 é normalmente associado com o mecanismo de escalagem de discordâncias em
fluência em temperaturas elevadas [118].
A energia de ativação aparente determinada neste estudo, (306+25) kJ .mol ' ' , é
comparável aos valores obtidos para o processo de fluência por McKamey e outros [118]
para o Fe28Al (347 kJ.mol"') e para o Fe28A12Mo e Fe28All (Zr/Nb) (334 kJ.mol"'); por
Davies [116] para o Fe20Al (305 kJ .mor ' ) ; por Lawley e outros [57] para o Fe27,8Al (276
a 305 k J . m o l ' ) ; e por Sustry e Sundar [155] para o Fe26A10,lC (305 kJ.mol"'), Fe28A12Cr
(325 kJ.mol-'), Fe28A12CrO,04B (304 kJ .mo l ' ) e Fe28A14Mn (302 k J .mo l ' ) . A energia de
ativação para a difusão nas ligas ordenadas Fe30Al tem sido determinada por diversos
autores [148], e seus valores pertencem a faixa de 260 a 290 k J . m o l ' . A energia de ativação
aparente determinada nesta investigação é consistente com estes valores, indicando que a
difusão controla o caráter do comportamento mecânico em temperaturas elevadas destas
ligas.
Observou-se (figura 4.33) um anomalia no comportamento do limite de escoamento
das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.), caracterizada pela presença de u m pico
nos valores de limite de escoamento que ocorre numa determinada faixa de temperaturas.
Este pico anômalo nas ligas Fe^Al é bem conhecido na literatura [58,59,92-97]. Apesar das
intensas pesquisas conduzidas neste tópico, os mecanismos responsáveis pela ocorrência
deste pico de tensão são ainda pobremente compreendidos. Não foi intenção deste trabalho
um aproñmdamento da questão referente à movimentação e imobilização de discordâncias
em temperaturas elevadas. Entretanto, apesar da discussão ser complexa, alguns
comentários serão feitos no que conceme ao estado atual de entendimento desta anomalia,
procurando correlacioná-los com o desenvolvimento do presente trabalho.
112
As explicações iniciais [58] para a ocorrência do pico anômalo nas ligas FejAl
ordenadas DO3, relacionavam a perda desta ordem e a correspondente mudança das
ao
superdiscordancias quadruplas perfeitas — <111> para discordancias duplas imperfeitas
aQ
— <111>, enquanto alguma ordem DO3 ainda permanece. Tais idéias foram abandonadas
após os estudos de Schroer e outros [156], que mostraram que o mesmo pico poderia ainda
ser observado, para ligas ordenadas DO3, em temperaturas inferiores a temperatura de
transição D03->'B2. Subseqüentemente, três modelos principais foram propostos para aQ
explicar este pico no limite de escoamento: decomposição de discordâncias — <111> para
ãn a'o
— <110> e — <100> [157], bloqueio localizado da escalagem de discordâncias [148] e
endurecimento por lacunas [94]. Todos os modelos baseiam-se num mecanismo de
imobilização das discordâncias — <111> em temperaturas abaixo da temperatura do pico.
Segundo o modelo proposto por Morris e Gunther [148], o pico anômalo em temperaturas
próximas à transição D03-^B2 estaria relacionado à dissociação dos pares de discordâncias ã.Q a'o
— < 1 1 1 > para discordâncias unitárias — <111> e o subsequente bloqueio da escalagem
destas discordâncias dissociadas.
O pico nos valores de limite de escoamento observado em temperaturas de ensaio
na faixa de 500 a 600 °C, obtido neste trabalho, ocorre também próximo à temperatura
crítica de transição D 0 3 ^ B 2 . O valor de n=5, obtido neste trabalho, indicou que o
mecanismo de deformação atuante em temperaturas elevadas (600-800 °C) é a escalagem
de discordâncias. Assim sendo, o mecanismo de imobilização das discordâncias pode ser
associado, numa primeira análise, ao bloqueio desta escalagem de discordâncias.
Outra análise que pode ser feita é com relação a posição em temperatura dos picos
nas ligas com diferentes teores de cromo. Enquanto que as ligas com até 1,6 %at. de cromo
têm picos de limite de escoamento melhor definidos e em temperaturas mais elevadas.
113
próximas a 600 °C, nas ligas com 2,4 e 4,5 %at. de cromo os valores de limite de
escoamento j á começam a diminuir ao redor de 500 °C. Pode-se observar aqui o efeito do
cromo em reduzir a temperatura do pico anômalo. Esta diminuição da temperatura do pico
anômalo com o aumento do teor de cromo fômece mais um indicio de que o mecanismo de
endurecimento anômalo não parece estar relacionado à transição D 0 3 ^ B 2 . Isto pode ser
notado pelo efeito do cromo em aumentar a temperatura de transição DO3—>B2 [146,147] e
ao mesmo tempo, diminuir a temperatura do pico anômalo. O efeito da adição de cromo na
temperatura do pico anômalo nas ligas Fe3Al estaria relacionado, numa associação com o
mecanismo proposto por Morris, à maior facilidade na dissociação das superdiscordancias
em temperaturas inferiores e a subsequente imobilização (bloqueio) destas discordâncias
dissociadas.
A discussão feita até o momento na tentativa de definir o mecanismo responsável
pelo aparecimento do pico anômalo nas ligas estudadas neste trabalho mostrou que o
modelo proposto por Morris pode ser sugerido também neste trabalho. Porém, não foi
possível analisar completamente todas as possibilidades de endurecimento anômalo
observado, como por exemplo o endurecimento por lacunas e endurecimento pela
decomposição de discordâncias ^ < 1 1 1 > para ^ < 1 1 0 > e ^ < 1 0 0 > . Sabe-se que as
ligas Fe-Al apresentam inerentemente uma enorme concentração de lacunas em
temperaturas elevadas e é uma alternativa a ser considerada. A consideração fínal,
decorrente dos resultados obtidos neste trabalho e dos estudos existentes na literatura até o
momento , parece ser que existem vários mecanismos controlando a deformação na faixa de
temperaturas ao redor da temperatura do pico anômalo, podendo o endurecimento anômalo
ser ocasionado por mais de um fenômeno.
.OMISSAC NãC;CK'AI de EMF.nGIA NUCLEAR/SP IPEt
114
6 C O N C L U S Õ E S
As investigações realizadas neste trabalho nas ligas Fe-24Al-(0-6)Cr (%at.) e Fe-
30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.) nas condições laminadas a quente e tratadas
termicamente, permitiram as seguintes conclusões:
(1) O decréscimo de microdureza a temperatura ambiente observado nas ligas Fe-30A1-
0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.) tratadas termicamente por uma hora em temperaturas
superiores a 500 °C, está relacionado, basicamente, com a remoção do estado de
deformação interno oriundo da laminação a quente.
(2) Os baixos valores de alongamento obtidos a temperatura ambiente nas ligas Fe-
30 Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.) em relação aos observados nas ligas Fe-24A1-
(0-6)Cr (%at.) são devidos ao histórico de processamento e ao teor de carbono mais
elevado nas primeiras. Os melhores resultados de ductilidade a temperatura
ambiente obtidos neste trabalho para as ligas Fe-24A1, tratadas termicamente na
condição T T l (800 °C / 1 h) estão, provavelmente, relacionados com a presença das
fases a e B2 nesta condição.
(3) A diminuição dos valores limite de escoamento das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-
4,5)Cr (%at.) devido ao tratamento térmico a 800 °C / 1 h + 500 °C / 9 d (condição
TT2) quando comparados com os valores obtidos no tratamento térmico a 800 °C /
1 h (condição T T l ) , em teores equivalentes de cromo, é decorrente da presença
predominante da fase ordenada do tipo DO3. O aumento nos valores do limite de
escoamento das ligas Fe-24Al-(0-6)Cr (%at.) tratadas termicamente nesta mesma
condição TT2 (800 °C / 1 h + 500 °C / 9 d), quando comparado com os valores
obtidos no tratamento térmico na condição T T l (800 °C / 1 h) deve-se à presença
das fases a + DO3 na condição TT2.
115
(4) A diminuição do limite de escoamento com o aumento do teor de cromo observada
nas ligas investigadas, independentemente da condição de tratamento térmico, está,
provavelmente, associado ao favorecimento do escorregamento cruzado pela
dissociação das superdiscordancias.
(5) O limite de escoamento das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.), quando
submetidas a ensaios de tração em temperaturas na faixa T. A. - 800 °C, apresenta
u m comportamento anômalo (valor de pico) em temperaturas próximas à
temperatura de transição D03->B2. A adição de cromo em teores acima de 2 %at,
provoca diminuição da temperatura do pico anômalo, provavelmente pelo
favorecimento da dissociação das superdiscordancias em temperaturas mais baixas
e o subsequente bloqueio da escalagem das discordâncias dissociadas.
(6) Verifícou-se uma mudança no modo de fratura das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-
4,5)Cr (%at.) de clivagem nos corpos de prova ensaiados a temperatura ambiente
para fratura por coalescimento de microcavidades nos corpos de prova ensaiados
em temperaturas acima de 700 °C. Esta mudança no modo de fratura é
acompanhada por u m aumento acentuado da ductilidade das ligas, associado à
ocorrência de recristalização dinâmica.
(7) A energia de ativação aparente, Q, e o expoente de sensibilidade à taxa de
deformação, m, determinados para o processo de deformação plástica até o limite
de resistência, das ligas Fe-30Al-0,15Zr-0,2B-(0-4,5)Cr (%at.), em temperaturas e
taxas de deformação pertencentes aos intervalos 600-800 °C e 2,2x10-'-8,8xlO-' s"',
respectivamente, foram Q=(306±25) kJ.mor' e m=(0,20±0,01), indicando que o
processo é controlado pela escalagem de discordâncias.
116
R E F E R Ê N C I A S
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